JP2021038439A - フェライト系ステンレス棒鋼、自動車燃料系部品および自動車燃料系部材 - Google Patents

Abstract

【課題】粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部においても良好な耐食性を有し、鍛造性が良好である、フェライト系ステンレス棒鋼ならびに自動車燃料系部品および自動車燃料系部材を提供する。
【解決手段】C:0.03%以下、Si:0.010-1.0%、Mn:0.01-2.0%、P:0.040%以下、S:0.005%以下、N:0.03%以下、Ni:0.05-1.0%、Cr:11.0-22.0%、Mo:1.5%以下、Cu:0.05-1.0%、Nb:0.10-1.0%、任意元素、残部:Feおよび不可避的不純物であり、[10.0≦(Nb+Ti)/(C+N)]、[0.3≦(Mo+2Ni+2Cu)≦2.0]、および[28.0≦Cr+15Mo+30Cu+Nb/(C+N)]までの領域において、円相当径で17μm以上のNb炭窒化物の個数密度が3個/mm²以下であり、直径が18mm以上である、フェライト系ステンレス棒鋼。
【選択図】 なし

Description

本発明は、フェライト系ステンレス棒鋼ならびにそれを用いた自動車燃料系部品および自動車燃料系部材に関する。

近年、環境規制の強化および燃費性向上のニーズが高まりにより、自動車エンジンにおいては、燃料直噴化（シリンダー内直接噴射）が進み、直噴エンジンが普及しつつある。直噴エンジンに用いられる素材には、使用環境における耐食性が要求される。具体的には、劣化ガソリン等の粗悪燃料に対する耐食性、ならびに塩分および水分を含む外部環境における耐食性である。

例えば、特許文献１には、劣化ガソリン等の粗悪燃料に対し、Ｃｕ、Ｍｏを添加させることで耐食性を向上させた、耐ギ酸性に優れたフェライト系およびマルテンサイト系ステンレス棒鋼が開示されている。

特開２０１６−５０３２０号公報 特開２００２−３０９３２５号公報 特開平３−１２６８４３号公報 国際公開２０１４／１５７２３１号

エンジン周辺の排気部品においては、フェライト系ステンレス鋼が用いられることが多く、プレス加工または曲げ加工により成形される。フェライト系ステンレス鋼は、ＣおよびＮ含有量を低減することで、軟質となり、加工性が向上するが、板厚によっては、Ｃｒ欠乏による鋭敏化が生じやすくなる。このため、Ｎｂおよび／またはＴｉが添加されることがある。

例えば、特許文献２および３には、ＣおよびＮ含有量を低減し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ等を添加したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。上記鋼では、Ｎｂ、Ｔｉ等により炭窒化物を形成させることで、ＣおよびＮを固定化させ、クロム炭窒化物の形成を抑制し、耐食性を向上させるとともに、鍛造性も高めている。

特許文献４には、同様に、ＣおよびＮ含有量を低減し、さらにＮｂおよびＴｉを添加し、介在物を微細分散させることで、冷間鍛造性、切削性および耐食性を向上させたフェライト系ステンレス鋼線等が開示されている。

直噴エンジンは、大小、様々な部品から構成され、大型部品としては、高圧ポンプ、フューエルレール等がある。上述した大型部品の多くは、従来、棒鋼を切削加工することで製造されてきた。その一方、現在では、噴射圧を高圧化し、部品製造コストを低減するため、大型部品においても、鍛造成形、またはレーザー等による自動溶接化が要求される。このため、さらなる鍛造性の向上、すなわち、加工率の高い強鍛造を行っても、脆性破壊を生じない鍛造性が要求される。また、粗悪燃料に対する耐食性に加え、鍛造溶接を行っても、Ｃｒ欠乏による鋭敏化が生じにくいことが要求される。

しかしながら、特許文献１に開示された鋼は、鍛造性について、十分な検討を行っていない。また、高い圧力が負荷される高圧環境にも適応しうる鍛造成形を行うことができるか、十分に検討されていない。特許文献２および３に開示された鋼は、耐食性、特に、溶接部における耐食性の検討が十分でない。さらに、特許文献４に開示された鋼は、大型部品に適応するために必要な、径が１６ｍｍ超である場合の鍛造性についての検討が不十分である。

以上を踏まえ、本発明は、粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部においても良好な耐食性を有し、鍛造性が良好である、フェライト系ステンレス棒鋼、自動車燃料系部品および自動車燃料系部材を提供することを目的とする。

本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス棒鋼、自動車燃料系部品および自動車燃料系部材を要旨とする。

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．０１０〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１０〜２．０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０３％以下、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：１１．０〜２２．０％、
Ｍｏ：１．５％以下、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｂ：０．１０〜１．０％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｚｒ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｇａ：０〜０．００５０％、
Ｓｎ：０〜０．５００％、
Ｓｂ：０〜０．５００％、
Ｔａ：０〜０．５０％、
ＲＥＭ：０〜０．１００％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
下記の（ｉ）〜（iii）式を満足し、
表層から１ｍｍまでの領域において、円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下であり、
直径が１８ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス棒鋼。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（ｉ）
０．３≦（Ｍｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ）≦２．０ ・・・（ii）
２８．０≦Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋３０Ｃｕ＋Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（iii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｚｒ：０．０１０〜０．５％、および
Ｗ：０．０５〜０．５％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
を含有する、上記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（４）前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｇａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｓｎ：０．００１０〜０．５００％、
Ｓｂ：０．００１０〜０．５００％、
Ｔａ：０．０１〜０．５０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（５）高速引張試験において歪み速度が１０／ｓ以上５０／ｓ未満の場合に、脆性破面を示さない上記（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（６）結晶粒度が５以上である、上記（１）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（７）電解抽出によって得られる抽出残渣中のＦｅ量が０．２０％以下である（１）〜（６）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（８）自動車燃料系部品または部材に用いられる、上記（１）〜（７）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。

（９）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼を用いた自動車燃料系部品または部材。

本発明によれば、粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部においても良好な耐食性を有し、鍛造性が良好である、フェライト系ステンレス棒鋼を得ることができる。

本発明者らは、劣化ガソリン等の粗悪燃料に対する耐食性を有し、さらに溶接部においても良好な耐食性を示し、鍛造性が良好である、フェライト系ステンレス棒鋼を得るために、種々の検討を行った。その結果、以下の知見を得た。

ＣおよびＮ含有量を低減した直径１８ｍｍ以上のフェライト系ステンレス棒鋼においては、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＭｏ含有量を適切に制御することが、鍛造性の向上に有効である。また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、およびＣ、およびＮ含有量ならびに粗大なＮｂ炭窒化物の生成を抑制することが有効である。これにより、フェライト系ステンレス棒鋼の鍛造性を確保することができる。すなわち、加工率の高い強鍛造を行った場合であっても、脆性破壊を生じない鍛造性を有するフェライト系ステンレス棒鋼を得ることができる。粗悪燃料等の環境下、つまり有機酸環境中での耐食性を向上させることができる。また、溶接部の耐食性も向上する。

１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０３％以下
Ｃは鋼の強度を向上させる効果を有するが、不可避的に混入する不純物であり、機械的特性を低下させる場合がある。特に、溶接部においてクロム炭化物が析出することで耐食性が低下する、いわゆる鋭敏化を抑制する必要がある。Ｃ含有量を低減し、さらにＮｂを添加することでクロム炭化物の析出を抑制するのが有効である。この際、Ｃを、０．０３％を超えて含有させると、鋭敏化の抑制に必要なＮｂ含有量が増加し、製造コストが増加する。さらに、Ｎｂ析出物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。一方、０．００５％未満に低減しようとすると製造コストが増加するため、Ｃ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｓｉ：０．０１０〜１．０％
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素である。そして、鋼を十分に脱酸するために、Ｓｉ含有量は、０．０１０％以上とする。しかしながら、Ｓｉを、１．０％を超えて含有させると鍛造成形性が低下するとともに、部品成形後の靭性も著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。

Ｍｎ：０．０１０〜２．０％
Ｍｎは、脱酸を十分行うために含有量は、０．０１０％以上とする。しかしながら、Ｍｎを、２．０％を超えて含有させると変形抵抗が増大し、鍛造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、２．０％以下とする。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、靱性等の機械的性質を低下させ、鍛造性を低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０４０％を超えると、上述した悪影響が顕著になる。このため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は０．０２５％以下であるのが好ましい。Ｐは、極力低減することが好ましいが、過度の低減により、製造コストが増加する。このため、Ｐ含有量は、０．０１５％以上とするのが好ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に混入する不純物であり、靭性および耐食性を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．００５％を超えると、上述した悪影響が顕著になる。このため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。Ｓ含有量は０．００３％以下とするのが好ましい。Ｓは、極力低減することが好ましいが、過度の低減により、製造コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。

Ｎ：０．０３％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に混入する不純物である。Ｎは、溶接部において、クロム窒化物を析出させ、鋭敏化により耐食性を低下させる。鋭敏化を抑制するために、Ｎ含有量を低減し、Ｎｂを含有させることで、クロム窒化物の析出を抑制することが有効である。この際、Ｎ含有量が０．０３％を超えると、鋭敏化を抑制するために必要なＮｂ含有量が増加する。この結果、製造コストが増加し、Ｎｂ析出物が形成することで、鍛造性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．０３％以下とする。Ｎは、極力低減することが好ましいが、過度の低減により、製造コストが増加する。このため、Ｎ含有量は、０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｎｉは、フェライト相、つまりマトリックスの脆性割れを抑制する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とする。しかしながら、Ｎｉを、１．０％を超えて含有させると、オーステナイト相が高温で現れ、焼入れ硬化するようになり、鍛造性が著しく低下する。このため、Ｎｉ含有量を１．０％以下とする。

Ｃｒ：１１．０〜２２．０％
Ｃｒは耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｃｒを含有させることで、劣化ガソリンを含む燃料および塩分を含む使用環境において、耐食性を確保することができる。このため、Ｃｒ含有量は、１１．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１２．０％以上とするのが好ましく、１５．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２２．０％を超えると鍛造成形性を著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は２２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は２０．０％以下とするのが好ましく、１９．０％以下とするのがより好ましい。

Ｍｏ：１．５％以下
Ｍｏは耐食性を向上させ、また、粒界を強化して脆性割れを抑制するために必須の元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が１．５％を超えると、逆に鍛造性を劣化させ、脆性割れを生じさせる場合がある。このため、Ｍｏ含有量は、１．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましい。

Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕはフェライト相、つまりマトリックスの脆性割れを抑制する効果を有する。また、Ｃｕは、耐食性を向上させる効果を有する。特に、劣化ガソリン中での耐食性向上に効果がある。このため、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上とする。しかしながら、Ｃｕを、１．０％を超えて含有させると、却って鍛造性が低下する。さらに、靭性割れも生じ易くなる。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％以下する。Ｃｕ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。

Ｎｂ：０．１０〜１．０％
Ｎｂは炭化物または窒化物を形成することで、溶接部の鋭敏化を抑制し、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｎｂ含有量は０．１０％以上とする。ここで、Ｎｂ含有量の適正量は、Ｃ含有量およびＮ含有量に影響されるが、鋭敏化を抑制するため、Ｎｂ含有量は、０．１０％以上とする。しかしながら、Ｎｂを、１．０％を超えて含有させると、粗大炭窒化物またはラーフェス相が形成することで、耐食性と鍛造性とが著しく低下する。このため、Ｎｂ含有量は、１．０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。

Ｔｉ：０〜０．５％
Ｖ：０〜１．０％
Ｚｒ：０〜０．５％
Ｗ：０〜０．５％
Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、いずれもＮｂと同様に炭窒化物を形成することで、溶接部の鋭敏化を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、およびＷを過剰に含有させると、鍛造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は１．０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。Ｗ含有量は０．５％以下とする。しかしながら、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。また、Ｖ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。また、Ｚｒ含有量は０．０１０％以上とするのが好ましい。Ｗ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

Ｂ：０〜０．０１０％
Ｂは粒界のＰ偏析を抑制し、靭性をさらに向上させる。また、靭性が向上することに付随して、Ｂは、鍛造性も向上させる場合がある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを、０．０１０％を超えて含有させると、粗大なホウ化物を形成し、靭性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。

Ａｌ：０〜０．１０％
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ａｌ、Ｃａ、およびＭｇは、いずれも脱酸効果を有するため、溶製時に脱酸剤として添加される。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、上記、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを過剰に含有させると、鍛造性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。

Ｃｏ：０〜０．５０％
Ｃｏは焼入れ性向上、また耐摩耗性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、Ｃｏを、０．５０％を超えて含有させると、靭性が劣化する。このため、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。

Ｇａ：０〜０．００５０％
Ｇａは冷間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａ含有量が０．００５０％を超えると鍛造性が劣化する。このため、Ｇａ含有量は０．００５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましい。

Ｓｎ：０〜０．５００％
Ｓｎは耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．５００％を超えると、耐食性向上効果が飽和するばかりか、熱間加工性および鍛造性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．５００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１０％以上とするのが好ましい。

Ｓｂ：０〜０．５００％
Ｓｂは耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．５００％を超えると、Ｓｂの偏析によって耐食性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．５００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００１０％以上とするのが好ましい。

Ｔａ：０〜０．５０％
Ｔａは耐摩耗性および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを、０．５０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｔａ含有量は０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。

ＲＥＭ：０〜０．１００％
ＲＥＭは、脱酸効果を有する。また熱間加工性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、０．１００％を超えると、却って熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は０．１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

なお、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ここで、「ＲＥＭの含有量」とは、これらの全ＲＥＭ元素の含有量の合計含有量を意味する。全含有量が上記範囲内であれば、ＲＥＭ元素の種類が１種類であっても２種類以上であっても、同様な効果が得られる。

鋼の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

ここで、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、Ｎｂ炭窒化物を形成させ、鋭敏化による耐食性の低下を抑制するため、下記の（ｉ）式を満足する。
１０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（ｉ）式右辺値が１０．０未満であると、Ｎｂ炭窒化物が十分に形成せず、Ｃｒ欠乏が生じ、耐食性が低下する。このため、（ｉ）式右辺値は、１０．０以上とし、１５．０以上であるのが好ましく、２０．０以上であるのがより好ましい。なお、（ｉ）式右辺値の上限は特に定めないが、通常、１５０．０程度になることが多い。

また、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、太径であっても十分な鍛造性を確保するために、下記の（ii）式を満足する。
０．３≦（Ｍｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ）≦２．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（ii）式中辺値が０．３未満であると、成形前後または鍛造時に脆性割れが発生しやすくなり、鍛造性が低下する。このため、（ii）式中辺値は０．３以上とし、１．０以上であるのが好ましい。一方、（ii）式中辺値が２．０を超えると、マトリクスが硬質化して却って鍛造時の脆性割れを助長し、鍛造性が低下する。このため、（ii）式中辺値は２．０以下とし、１．８以下であるのが好ましい。

また、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、溶接部の耐食性を確保するために、下記の（iii）式を満足する。
２８．０≦Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋３０Ｃｕ＋Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（iii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（iii）式右辺値が２８．０未満であると、劣化ガソリンの使用環境において溶接部および溶接部を除く母材の耐食性を確保できず、粒界腐食および全面腐食が生じやすくなる。このため、（iii）式右辺値は２８．０以上とし、３５．０以上とするのが好ましく、４０．０以上とするのが好ましい。なお、（iii）式右辺値の上限は、特に規定しないが、通常、１２５．０以下になると考えられる。

２．Ｎｂ炭窒化物
本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、粗大Ｎｂ炭窒化物は、成形前後および鍛造時の脆性割れの起点として作用し、脆性割れを引き起こしやすくなる。この結果、鍛造性を低下させる。また、粗大Ｎｂ炭窒化物は腐食の起点となりやすく、耐食性低下を引き起こしやすくなる。また、腐食部が起点となり、マイクロクラックを引き起こす場合もある。

このため、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、表層から１ｍｍまでの領域において、円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度が、３個／ｍｍ^２以下とする。なお、Ｎｂ炭窒化物は、マトリックス、粒界いずれの位置かは特に問わない。より良好な鍛造性を得るためには、表層から１ｍｍまでの領域において、円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物が０個かつ、円相当径で１２μｍ以上、１７μｍ未満のＮｂ炭窒化物が３個／ｍｍ^２以下であるのが好ましい。

Ｎｂ炭窒化物の個数密度の測定は、以下の方法で行う。表層部のＮｂ炭窒化物サイズの測定はＪＩＳ Ｇ ０５５５：２００３に準拠し、画像解析によって測定する。顕微鏡の倍率を４００倍、測定視野を４００視野抽出し、表層から１ｍｍまでの領域のＮｂ炭窒化物のサイズを測定する。

３．直径
本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、直噴エンジンの大型部品を鍛造成形するのに十分な直径とし、具体的には直径を１８ｍｍ以上とする。フェライト系ステンレス棒鋼の直径の上限は、特に定めないが、通常１００ｍｍ以下となる。

４．結晶粒度
本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、さらに良好な鍛造性を得るために、フェライト相の結晶粒度を５以上とするのが好ましい。これにより精密な形状に冷間鍛造を施しても割れを抑制しうる良好な鍛造性が得られる。ここで、フェライト相の結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に記載された切断法に準拠し、測定を行えばよい。なお、フェライト相の結晶粒度を向上させるには、後述するが、熱間圧延後に９００〜１１００℃の温度域で焼鈍するのが好ましい。

５．抽出残渣分析
本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼では、Ｎｂを含有させる。そして、Ｎｂを含有させることで、Ｆｅを含むラーフェス相が析出する。このラーフェス相の析出量が過剰であると、適正量のラーフェス相が析出した場合と比較して鍛造性が低下する傾向にある。このため、ラーフェス相を適切量に制御することで、鍛造性をさらに向上できる。

ここで、ラーフェス相の析出量は、抽出残渣分析によりＦｅ量を測定することで、評価できる。上述したように鍛造性をさらに向上させるには、電解抽出によって得られる抽出残渣中のＦｅ量が０．２０％以下とするのが好ましい。

なお、抽出残渣分析は以下の方法で行えばよい。具体的には、棒鋼を粒度＃５００の研磨材を用いて研磨仕上げし、その試料を陽極として、１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン−１％テトラメチル−メタノール）を用いて溶解する。その後、電解液をろ紙等により濾過することによって得られる抽出残渣を０．５％臭素−メタノールを用いて溶解した後、原子吸光法等の化学分析によって、抽出残渣中のＦｅ量を測定する。

このように、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、溶接部自体を減らした場合であっても、軟質で、十分な延性を有する。このため、加工率の高い強鍛造による成形時、成形前後の脆性割れを抑制することができる。この結果、鍛造性を向上させることができる。

本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、特別な表面処理等を要さず、劣化ガソリン等の粗悪燃料に対する耐食性を有する。さらに、溶接部での鋭敏化を抑制し、耐食性を向上させることができるので、耐久性が向上し、腐食部を起点とするマイクロクラックの発生も抑制することができる。

６．自動車燃料系部品および部材
本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼を鍛造成形、溶接等を行うことで、自動車燃料系部品および部材を得ることができる。
７．製造方法
７−１．フェライト系ステンレス棒鋼
以下において、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼の好ましい製造方法を説明する。本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。

本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は、例えば、鋳造工程、熱間圧延工程、焼鈍工程および酸洗工程を行うことで製造できる。具体的には、鋳造工程では、連続鋳造法等により所定の化学組成を有する鋳片を製造する。続いて、得られた鋳片を熱間圧延するために、加熱を行う。

本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼においては、加熱炉で、二段階の加熱を行うのが好ましい。最初の加熱においては、鋼の表面温度が９００〜１０５０℃になるよう加熱し、加熱炉から一度取り出し、続いて、二段階目の加熱として誘導加熱炉等で表面温度が１０００〜１２５０℃となるよう加熱するのが好ましい。二段階目の加熱は、１２００℃以上とするのが好ましい。その後、熱間圧延により所定の直径の棒鋼とする。

上記のように、熱間圧延において、二段階の加熱を行うことで、表層で粗大なＮｂ炭窒化物が形成するのを抑制することができる。すなわち、表層から１ｍｍの領域において、円相当径が１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度を３個／ｍｍ^２以下とすることができる。また、熱間圧延の圧延率は６５〜９９％程度であるのが好ましい。

ここで、さらに、鍛造性を向上させるには、熱間圧延後、焼鈍するのが好ましい。焼鈍条件は、９００〜１１００℃の範囲で、０．５〜１ｈ程度、行うのが好ましい。焼鈍は、バッチ焼鈍、連続焼鈍、いずれであっても構わない。これにより、フェライト系ステンレス棒鋼の結晶粒度を５以上にすることができる。また、ラーフェス相の析出量を適切な量に調整し、鍛造性を向上させるためには、焼鈍における冷却速度を制御するのが好ましい。

具体的には、焼鈍により均熱保持した後の冷却速度を５０℃／ｈとするのが好ましく、６０℃／ｈとするのがより好ましく、１００℃／ｈとするのがさらに好ましい。このように冷却速度を調整することで、電解抽出によって得られる抽出残渣中をＦｅ量が０．２０％以下にすることができるからである。その一方、冷却速度が５０℃／ｈ未満であるときは、ラーフェス相が過剰に析出し、却って、鍛造性を低下させる。

７−２．自動車燃料系部品および部材の製造方法
上記工程により得られたフェライト系ステンレス棒鋼に、鍛造および溶接を施すことにより、自動車燃料系部品および部材を製造するのが好ましい。鍛造方法は、特に問わず、冷間鍛造、温間鍛造、熱間鍛造のいずれでもよい。溶接方法も特に限定されないが、例えば、レーザー溶接、抵抗溶接、アーク溶接、プラズマ溶接等が考えられる。溶接条件は、適宜、常法に従い、調整すればよい。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１〜３および４に示す化学組成を有する鋼を１００ｋｇの真空溶解炉において溶解し、直径１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。その鋳片を熱処理炉で９００〜１０５０℃で加熱し、取り出した後、誘導加熱炉を用いて表層温度を１０００℃以上〜１２００℃未満とする二段加熱を行い、直径２７ｍｍまで熱間圧延を行った。その後、酸洗（ピーリング）を行い、棒鋼とした。

（Ｎｂ炭窒化物の個数密度）
得られた棒鋼について、Ｎｂ炭窒化物の個数密度を測定した。Ｎｂ炭窒化物の個数密度の測定は、以下の方法で行った。棒鋼の圧延方向に平行な断面の最表面から中心方向に２０ｍｍ×１ｍｍの形状の試験片を切り出した。表層部のＮｂ炭窒化物サイズの測定はＪＩＳ Ｇ ０５５５：２００３に準拠し、画像解析によって測定した。顕微鏡の倍率を４００倍、測定視野を４００視野抽出し、表層から１ｍｍまでの領域のＮｂ炭窒化物のサイズを測定し、円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物の１ｍｍ^２当たりの個数を計測した。３個以下であれば○、３個を超える場合であれば×とした。

（鍛造性評価）
鍛造性の評価では、加工率の高い強鍛造を想定して試験を行った。具体的には、サンプルの拘束度合が高く、ひずみも高くなる閉塞鍛造を想定し、高速引張試験を実施した。高速試験片はＪＩＳ Ｋ ７１６０に準拠した試験片を作製して供試材とした。高速引張試験は歪み速度１０〜３００／ｓの範囲で実施し、試験後の破面を観察した。歪み速度５０／ｓ未満で脆性破面を示したものを×、歪み速度５０〜１００／ｓで脆性破面を示したものを○、歪み速度１００／ｓ超で脆性破面を示したものを◎とした。

（耐食性評価）
劣化ガソリン中での耐食性は腐食減量によって評価した。２５℃、３％蟻酸溶液中に試料を１０時間浸漬した後の、試料の質量を測定して減少量（腐食減量）を算出した。腐食減量が０．８９×１０^−２ｇ／ｍ^２ｈ以下のものを◎、０．８９×１０^−２ｇ／ｍ^２ｈを超え、１．７８×１０^−２ｇ／ｍ^２ｈ以下のものを○、１．７８×１０^−２ｇ／ｍ^２ｈを超えるものを×と評価した。

また、溶接部の耐食性を評価するため、棒鋼とマルテンサイト鋼材を１ｍｍ厚の板の加工し、それぞれを突き合わせて溶接する突き合わせレーザー溶接を行った。その後、溶液組成を変更した改良型の硫酸・硫酸銅腐食試験を行い、溶接部の鋭敏化の有無を判定した。レーザー溶接はファイバーレーザー（スポット径φ０．６ｍｍ）を用い、出力２．０ｋｗ、Ａｒシールドガス、速度１、２、３、４ｍ／ｍｉｎの条件で行った。硫酸・硫酸銅腐食試験は０．５％硫酸＋５．５％硫酸銅溶液を用いて行った。各条件で鋭敏化が認められなかったものを○、鋭敏化が認められたものを×とした。なお、上記マルテンサイト鋼材の化学組成は０．５％Ｃ−１３％Ｃｒ系とした。以下、結果をまとめて表５〜８に示す。

本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１〜６５は、鍛造性も良好であり、粗悪燃料に対する耐食性も良好であった。また、溶接部での耐食性も良好であった。その一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．６６〜８５は、鍛造性、粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部での耐食性のいずれか一つ以上が劣る結果となった。

試験Ｎｏ．６６は、Ｃ含有量が本発明の規定より高く、（ｉ）式を満足しなかった。このため、鍛造性が低下し、粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部の耐食性も低下した。試験Ｎｏ．７５は、Ｎ含有量が本発明の規定より高く、（ｉ）式を満足しなかった。このため、鍛造性が低下し、粗悪燃料に対する耐食性、および溶接部の耐食性も低下した。試験Ｎｏ．８０は、Ｎｂ含有量が本発明の規定より高かったため、Ｎｂ炭窒化物の個数密度が過剰になり、鍛造性が低下した。また、粗悪燃料に対する耐食性も低下した。

試験Ｎｏ．６７は、Ｎｉ含有量が本発明の規定より高ったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．６８は、Ｓｉ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。Ｎｏ．７０は、Ｐ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。Ｎｏ．７２は、Ｍｏ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。

試験Ｎｏ．７３は、Ｍｎ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．７４は、Ｃｒ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．７６は、Ｓｉ含有量が本発明の規定より低かったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．７７は、Ｎｉ含有量が本発明の規定より低かったため、鍛造性が低下した。

試験Ｎｏ．７８は、Ｃｕ含有量が本発明の規定より高かったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．７９は、Ｍｎ含有量が本発明の規定より低かったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．８３は、（ii）式を満足しなかったため、鍛造性が低下した。試験Ｎｏ．７２は、（ii）式を満足しなかったため、鍛造性が低下した。

試験Ｎｏ．７１は、Ｓ含有量が本発明の規定より高かったため、粗悪燃料に対する耐食性が低下した。試験Ｎｏ．８１は、Ｃｒ含有量が本発明の規定より低かったため、粗悪燃料に対する耐食性が低下した。試験Ｎｏ．８２は、Ｃｕ含有量が本発明の規定より低かったため、劣化ガソリン中の耐食性が低下した。試験Ｎｏ．８０は、Ｎｂ含有量が本発明の規定より低かったため、溶接部において、鋭敏化が生じ耐食性が低下した。試験Ｎｏ．８４は、（ｉ）および（iii)式を満足しなかったため、劣化ガソリン中での耐食性が低下し、さらに溶接部に鋭敏化が生じた。

表１〜２に記載の鋼種Ｎｏ．２〜４、６〜８、１１、１６、１８、２６〜２８を用いて、表層温度が９００〜１０５０℃となるよう、最初の加熱を行い、続いて、１２００℃以上となるように二段階目の加熱を実施し、熱間圧延を行った。実施例１と同様の手順で、Ｎｂ炭窒化物の個数密度を測定した。円相当径で１２μｍ以上１７μｍ未満のＮｂ炭窒化物の１ｍｍ^２当たりの個数を計測した。円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物が０個かつ、円相当径で１２μｍ以上、１７μｍ未満のＮｂ炭窒化物が３個/ｍｍ^２以下であれば◎とした。そして、実施例１と同様に、鍛造性および耐食性の評価を行った。以下、結果をまとめて、表９に示す。

１２００℃以上で二段階目の加熱を行い、熱間圧延を施した試験Ｎｏ．８６〜９７は、Ｎｂ炭窒化物の個数密度が低かった。また、鍛造性、劣化ガソリン中の耐食性がさらに良好になった。

表１〜２に記載の鋼種Ｎｏ．１、５、１０、１９、２４、２５、２９について、実施例１と同様の上限で熱間圧延を行った後に、９００〜１１００℃で１ｈ加熱するバッチ焼鈍を施した。この棒鋼について、バッチ焼鈍前後でのフェライト相の結晶粒度を測定した。結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３に記載された切断法に準拠し、測定を行った。鍛造性、耐食性について、実施例１と同様に評価を行った。以下、結果をまとめて表１０に示す。

結晶粒度を５以上に調整したＮｏ．９８〜１０４は鍛造性がさらに良好になった。

表２の鋼種Ｎｏ．２８について、実施例１と同様の条件で、熱間圧延を行い、焼鈍温度を８００℃または９００℃のいずれかとし、１ｈ保持した後、冷却速度を１００℃／ｈ、６０℃／ｈ、２０℃／ｈ、１０℃／ｈのいずれかとして冷却した。なお、水冷以外の条件での冷却を行った試料は、６００℃で脱炉した。

その後、各試料について、粒度＃５００の研磨材を用いて研磨仕上げし、その試料を陽極として、１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン−１％テトラメチル−メタノール）を用い、−１００ｍＶ ｖｓ ＳＣＥで約１２００クーロン／ｃｍ^２の電流を流して、約０．５ｇ溶解した。そして、電解液をメッシュサイズが０．２μｍサイズのポリカーボネイトのろ紙を用いて濾過して、抽出残渣を得た。得られた抽出残渣を０．５％臭素−メタノールを用いて溶解した後、原子吸光法による化学分析によって、抽出残渣中のＦｅ量を測定した。

ラーフェス相の析出量を示すＦｅ量の分析を行った。Ｆｅ抽出残渣量が０．２０%以下の条件を○、０．２０%を超える条件は×とした。また、鍛造性、鍛造性、耐食性について、実施例１と同様に評価を行った。以下、結果をまとめて表１１に示す。

試験Ｎｏ．１０５、１０６、１０９、１１０はＦｅ抽出残渣量が０．２０%以下であり、ラーフェス相の析出が抑制出来たので、鍛造性がさらに向上した。試験Ｎｏ．１０７、１０８、１１１、１１２はＦｅ抽出残渣量が０．２０%以上であり、ラーフェス相の析出が抑制出来ず、鍛造性のさらなる向上は認められなかった。

本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼は良好な鍛造性を有する。また、本発明に係るフェライト系ステンレス棒鋼を用いて、鍛造成形した、エンジン用部品は、レーザー溶接、抵抗溶接等の溶接を用いて、組み立てられ製造されても、溶接部での鋭敏化は生じず、劣化ガソリンに対しても良好な耐食性を有する。このため、上記フェライト系ステンレス棒鋼は、ガソリン燃料系部品、例えば高圧ポンプ、インジェクター、フューエルレール、それらの締結あるいは附属部品に好適である。

Claims (9)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０３％以下、
   Ｓｉ：０．０１０〜１．０％、
   Ｍｎ：０．０１０〜２．０％、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ｎ：０．０３％以下、
   Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
   Ｃｒ：１１．０〜２２．０％、
   Ｍｏ：１．５％以下、
   Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
   Ｎｂ：０．１０〜１．０％、
   Ｔｉ：０〜０．５％、
   Ｖ：０〜１．０％、
   Ｚｒ：０〜０．５％、
   Ｗ：０〜０．５％、
   Ｂ：０〜０．０１０％、
   Ａｌ：０〜０．１０％、
   Ｃａ：０〜０．０１％、
   Ｍｇ：０〜０．０５％、
   Ｃｏ：０〜０．５０％、
   Ｇａ：０〜０．００５０％、
   Ｓｎ：０〜０．５００％、
   Ｓｂ：０〜０．５００％、
   Ｔａ：０〜０．５０％、
   ＲＥＭ：０〜０．１００％、
   残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
   下記の（ｉ）〜（iii）式を満足し、
   表層から１ｍｍまでの領域において、円相当径で１７μｍ以上のＮｂ炭窒化物の個数密度が３個／ｍｍ^２以下であり、
   直径が１８ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス棒鋼。
   １０．０≦（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（ｉ）
   ０．３≦（Ｍｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ）≦２．０ ・・・（ii）
   ２８．０≦Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋３０Ｃｕ＋Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ） ・・・（iii）
   但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
   Ｖ：０．０１〜１．０％、
   Ｚｒ：０．０１０〜０．５％、および
   Ｗ：０．０５〜０．５％、
   から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス棒鋼。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
   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棒鋼。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、
   Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
   Ｇａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｓｎ：０．００１０〜０．５００％、
   Ｓｂ：０．００１０〜０．５００％、
   Ｔａ：０．０１〜０．５０％、および
   ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
   から選択される一種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。
5. 高速引張試験において歪み速度が１０／ｓ以上５０／ｓ未満の場合に、脆性破面を示さない請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。
6. 結晶粒度が５以上である、請求項１〜５のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。
7. 電解抽出によって得られる抽出残渣中のＦｅ量が０．２０％以下である請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼。
8. 請求項１〜７のいずれかに記載の自動車燃料系部品用フェライト系ステンレス棒鋼。
9. 請求項１〜７のいずれかに記載のフェライト系ステンレス棒鋼を用いた自動車燃料系部品または部材。