JP5304935B2

JP5304935B2 - フェライト系ステンレス鋼

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Publication number: JP5304935B2
Application number: JP2012210443A
Authority: JP
Inventors: 徹之中村; 裕樹太田; 浩行尾形
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-10-14
Filing date: 2012-09-25
Publication date: 2013-10-02
Anticipated expiration: 2032-09-25
Also published as: KR20140068199A; WO2013054524A1; TW201326423A; ES2613452T3; US9290830B2; KR101554835B1; JP2013100595A; EP2767605A1; EP2767605A4; MY153634A; TWI460291B; CN103874778A; EP2767605B1; US20140241931A1

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言う）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、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。このような耐熱性が求められる用途には、現在、ＮｂとＳｉを添加した鋼（例えば、ＪＦＥ４２９ＥＸ（１５質量％Ｃｒ−０．９質量％Ｓｉ−０．４質量％Ｎｂ系）（以下Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼と呼ぶ））のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。特にＮｂは耐熱性を大きく向上させることが知られている。しかしＮｂを含有しているとＮｂ自身の原料コストが高いだけでなく、鋼の製造コストも高くなるため、Ｎｂ含有量を最小限とした上で高い耐熱性を有する鋼の開発が必要となってきた。

この問題に対して、特許文献１にはＴｉ、Ｃｕ、Ｂを複合添加することで耐熱性を高めたステンレス鋼板が開示されている。

特許文献２にはＣｕを添加した加工性に優れたステンレス鋼板が開示されている。

特許文献３にはＣｕ、Ｔｉ、Ｎｉが添加された耐熱フェライト系ステンレス鋼板が開示されている。

特開２０１０−２４８６２０号公報特開２００８−１３８２７０号公報特開２００９−６８１１３号公報

しかしながら、特許文献１に記載の技術では、Ｃｕが添加されているので、耐連続酸化性に劣り、Ｔｉ添加は酸化スケールの密着性を低下させる。耐連続酸化性が不足していると、高温での使用中に酸化スケールが増大し、母材の肉厚が減少するため優れた熱疲労特性は得られない。また、酸化スケールの密着性が低いと、使用中に酸化スケールの剥離が生じ、他部材への影響が問題となる。

通常、酸化スケールの増加量を評価する場合には、高温で等温保持した後の酸化増量を測定する連続酸化試験を行い、酸化スケールの密着性を評価する場合には、昇温と降温を繰り返し、酸化スケールの剥離の有無を調べる繰り返し酸化試験を行う。このとき、前者は耐連続酸化性と呼び、後者は耐繰り返し酸化性と呼ぶ。以下、耐酸化性と呼ぶ場合は、耐連続酸化性と耐繰り返し酸化性の両方を意味する。

特許文献２に記載の技術では、Ｔｉが適量添加されていないため、鋼中のＣ、ＮとＣｒが結びつき、粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成される鋭敏化が生じる。鋭敏化が生じると、Ｃｒ欠乏層における耐酸化性が低下するため、鋼として優れた耐酸化性が得られないという問題がある。

特許文献３に記載の技術では、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｉの元素と同時にＢを複合添加した例は開示されていない。Ｂが添加されていないと、ε―Ｃｕが析出する際の微細化効果が得られず、優れた熱疲労特性は得られないという問題がある。

本発明は、上記問題点を解決するために、高価な元素であるＭｏ、Ｗを添加することなく、Ｎｂ含有量を最小限とし、ＣｕおよびＴｉを添加した場合に低下する耐酸化性を、Ｎｉの適量添加により改善し、さらにＡｌを添加することで、熱疲労特性、高温疲労特性及び耐酸化性に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。

発明者らは、ＣｕとＴｉを含有したときの耐酸化性の低下を改善すべく鋭意研究を重ね、適量のＮｉを含有することでこれを改善できることを知見した。さらに、昇温と降温を繰り返す熱疲労特性に関してはＣｕ含有が有効に働く一方で、長時間等温保持される高温疲労特性に関してはＣｕ含有の効果は大きくない。これは、ε―Ｃｕの析出温度域で長時間保持された場合ε―Ｃｕは短時間で粗大化してしまい強化に寄与できなくなり、ε―Ｃｕの析出温度域よりも高温で保持された場合は固溶強化としてのわずかな寄与しか得られないためである。発明者らは高温疲労特性も同時に向上させる方法について研究を重ね、Ａｌ含有が有効であることを見出した。

ここで、本発明でいう「優れた熱疲労特性」とは、具体的には、８００℃と１００℃を拘束率０．５で繰り返す熱疲労試験においてＮｂ−Ｓｉ複合添加鋼と同等以上の熱疲労寿命を有することを意味し、「優れた耐酸化性」とは大気中１０００℃で３００時間保持しても異常酸化を起こさない（酸化増量５０ｇ／ｍ^２未満）こと、さらには大気中１０００℃と１００℃を４００サイクル繰り返した後にも酸化スケールの剥離を生じないことを言う。

さらに「優れた高温疲労特性」とは、８００℃において７０ＭＰａの曲げ応力を付加したときの高温疲労寿命がＮｂ−Ｓｉ複合添加鋼と同等以上であることをいう。

本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．２０〜３．０％、Ｔｉ：５×（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．５％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有し、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フェライト系ステンレス鋼。ここで、５×（Ｃ％＋Ｎ％）中のＣ％、Ｎ％は各元素の含有量（質量％）を表す。

［２］更に、質量％で、ＲＥＭ：０．００１〜０．０８％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

［３］更に、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

本発明により、高価なＭｏ、Ｗを添加することなく、Ｎｂ含有量を最小限とした上で、８００℃でＮｂ−Ｓｉ複合添加鋼と同等以上の熱疲労特性、高温疲労特性及び耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼を得ることができるので、自動車用排気系部材に極めて有効である。

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。熱疲労特性（寿命）に及ぼすＣｕ量の影響を説明する図である。耐連続酸化性（酸化増量）に及ぼすＮｉ量の影響を説明する図である。耐繰り返し酸化性（酸化増量と酸化スケール剥離有無）に及ぼすＮｉ量の影響を説明する図である。高温疲労試験に供した疲労試験片を説明する図である。高温疲労特性（破損サイクル数）に及ぼすＡｌ量の影響を説明する図である。

まず、はじめに、本発明に至った基礎試験について図を用いて説明する。

１．基礎試験
以下、鋼の成分組成を規定する成分％は、全て質量％を意味する。
成分組成は、Ｃ：０．０１０％、Ｎ：０．０１２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｃｒ：１４％、Ｔｉ：０．２５％、Ｂ：０．００１５％、Ａｌ：０．３％をベースとし、これにＣｕ、Ｎｉをそれぞれ０．３〜３．０％、０．０３〜１．３％の範囲で含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して３０ｋｇ鋼塊とし、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。このシートバーを二分割し、うち一つを熱間鍛造により断面が３０ｍｍ×３０ｍｍである角棒とし、９００〜１０００℃の温度範囲で焼鈍後、機械加工により図１に示す寸法の熱疲労試験片を作製し、熱疲労試験に供した。

１．１熱疲労試験について
図２に熱疲労試験方法を示す。熱疲労試験片を１００℃〜８００℃間で加熱速度１０℃／ｓ、冷却速度１０℃／ｓで加熱・冷却を繰り返すと同時に、拘束率０．５で歪を繰り返し付与し、熱疲労寿命を測定した。１００℃および８００℃での保持時間はいずれも２ｍｉｎとした。なお、上記熱疲労寿命は、日本材料学会標準高温低サイクル試験法標準に準拠し、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、５サイクル目の応力に対して７５％まで低下したサイクル数を熱疲労寿命とした。なお、比較として、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼（１５％Ｃｒ−０．９％Ｓｉ−０．４％Ｎｂ）についても、同様の試験を行った。

図３に熱疲労試験の結果を示す。図３から、Ｃｕ量を０．５５％以上２．０％以下とすることにより、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼の熱疲労寿命（約９００サイクル）と同等以上の熱疲労寿命が得られることがわかる。

上記二分割したシートバーのもう一方については熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍の工程を経て板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。得られた冷延焼鈍板から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、連続酸化試験および繰り返し酸化試験に供した。

１．２連続酸化試験について
上記試験片を、１０００℃に加熱された大気雰囲気の炉中に３００時間保持し、保持前後の試験片の質量差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ^２）を求めた。試験は各２回実施し、１回でも５０ｇ／ｍ^２以上の結果が得られた場合を異常酸化として評価した。

図４は、耐連続酸化特性に及ぼすＮｉ量の影響を示したものである。この図から、Ｎｉ量を０．０５％以上１．０％以下とすることで異常酸化の発生を防止できることがわかる。

１．３繰り返し酸化試験について
上記試験片を用いて、大気中において、１００℃×１ｍｉｎと１０００℃×２０ｍｉｎの温度に加熱・冷却を繰り返す熱処理を４００サイクル行い、試験前後の試験片の質量差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ^２）を算出するとともに、試験片表面から剥離したスケールの有無を確認した。スケール剥離が顕著に見られた場合は不合格、見られなかった場合は合格とした。なお、上記試験における加熱速度および、冷却速度は、それぞれ５℃／ｓｅｃ、１．５℃／ｓｅｃで行った。

図５は、耐繰り返し酸化特性に及ぼすＮｉ量の影響を示したものである。この図から、Ｎｉ量を０．０５％以上１．０％以下とすることでスケール剥離を防止できることがわかる。

以上より、異常酸化およびスケールの剥離を防止するには、Ｎｉ量を０．０５％以上１．０％以下とする必要があることがわかる。

１．４高温疲労試験
Ｃ：０．０１０％、Ｎ：０．０１２％、Ｓｉ：０．５％、Ｍｎ：０．３％、Ｃｒ：１４％、Ｔｉ：０．２５％、Ｂ：０．００１５％、Ｃｕ：１．４％、Ｎｉ：０．３％の成分組成をベースとし、これにＡｌ量を０．０３〜３．１％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して３０ｋｇ鋼塊とし、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。このシートバーを二分割し、うち一つを熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍の工程を経て板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。このようにして得た冷延焼鈍板から図６に示すような形状の疲労試験片を作成し、下記の高温疲労試験に供した。

上記試験片を用い、シェンク式疲労試験機により８００℃において１３００ｒｐｍで鋼板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。このとき試験片が破損するまでのサイクル数（破損繰り返し数）を高温疲労寿命として評価した。
図７は破損サイクル数（＝高温疲労特性）に及ぼすＡｌ量の影響を示すグラフである。この図よりＡｌを０．２〜３．０％の範囲で含有することで、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼と同等以上の高温疲労特性が得られることがわかる。

２．成分組成について
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、以下に示す成分％も全て質量％を意味する。

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は０．０２０％以下とする。なお、成形性を確保する観点からは、Ｃは低いほど好ましく、０．０１５％以下とするのが望ましい。さらに望ましくは０．０１０％以下である。一方、排気系部材としての強度を確保するには、Ｃは０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは、０．００３％以上である。

Ｓｉ：３．０％以下
Ｓｉは、耐酸化性向上のために重要な元素である。その効果は０．１％以上含有することで得られる。より優れた耐酸化性を必要とする場合は０．３％以上の含有が望ましい。しかし、３．０％を超える含有は、加工性を低下させるだけでなくスケール剥離性を低下させる。よって、Ｓｉ量は３．０％以下とする。より好ましくは、０．２〜２．０％の範囲である、さらに好ましくは０．３〜１．０％の範囲である。

Ｍｎ：３．０％以下
Ｍｎは、鋼の強度を高める元素であり、また、脱酸剤としての作用も有する。また、Ｓｉを含有した場合の酸化スケール剥離を抑制する。その効果を得るためには、０．１％以上が好ましい。しかし、３．０％を超える含有は、酸化増量を著しく増加させてしまうのみならず、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量は３．０％以下とする。好ましくは、０．２〜２．０％の範囲である。さらに好ましくは０．２〜１．０％の範囲である。

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。そこで、本発明では、Ｐ量は０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、伸びやｒ値を低下させて、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。よって、本発明では、Ｓ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０１０％以下である。さらに好ましくは０．００５％以下である。

Ｃｒ：１０〜２５％
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、１０％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２５％を超えて含有すると、上記弊害が顕著となるので、上限は２５％とする。よって、Ｃｒ量は、１０〜２５％の範囲とする。より好ましくは、１２〜２０％の範囲である。さらに好ましくは１４〜１６％の範囲である。

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、成形性の低下が顕著となる。よって、Ｎ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のが好ましく、０．０１５％以下とするのが望ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．１５％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと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、高温疲労特性を向上させる効果を有する元素である。特に、本発明においては、ε―Ｃｕの析出をより微細化させて熱疲労特性や高温疲労特性を大きく向上させることができる。その効果を得るためには０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ｎｂは高価な元素であり、熱サイクル中にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）を形成し、これが粗大化すると高温強度に寄与できなくなるという問題がある。また、Ｎｂ含有は鋼の再結晶温度を上昇させるので、焼鈍温度を高くする必要があり、製造コストの増加に繋がる。従って、Ｎｂ量の上限は０．１５％とする。よって、Ｎｂ量は、０．００５〜０．１５％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．１５％の範囲である、より好ましくは０．０２〜０．１０％の範囲である。

Ｍｏ：０．１％以下
Ｍｏは、固溶強化により鋼の強度を著しく増加させることで耐熱性を向上させる元素である。しかし高価な元素である上、本発明のようなＴｉ、Ｃｕ、Ａｌ含有鋼においては耐酸化性を低下させてしまうため、本発明の趣旨から積極的な添加は行わない。ただし、原料であるスクラップ等から０．１％以下混入することがある。よって、Ｍｏ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。

Ｗ：０．１％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に固溶強化により鋼の強度を著しく増加させることで耐熱性を向上させる元素である。しかしＭｏと同様に高価な元素である上、ステンレス鋼の酸化スケールを安定化させる効果も有しており、焼鈍時に生成した酸化スケールを除去する際の負荷が増加するため、積極的な添加は行わない。ただし、原料であるスクラップ等から０．１％以下混入することがある。よって、Ｗ量は０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。より好ましくは０．０２％以下である。

Ａｌ：０．２０〜３．０％
Ａｌは耐酸化性および耐高温塩害腐食性の向上に有効な元素として知られているが、本発明では、高温疲労特性を向上させる元素として重要である。その効果は０．２０％以上で現れる。一方、３．０％を超えると鋼の靭性が著しく低下し、脆性破壊し易くなるため優れた高温疲労特性は得られなくなるので、Ａｌ量は０．２０〜３．０％の範囲とする。好ましくは０．３０〜１．０％の範囲である。高温疲労特性と耐酸化性および靭性が最もバランス良く得られるのは０．３〜０．６％の範囲である。

Ｃｕ：０．５５〜２．０％
Ｃｕは、熱疲労特性の向上には非常に有効な元素である。これはε−Ｃｕの析出強化に起因したものであり、図３に示したようにＣｕ量は０．５５％以上必要である。一方、Ｃｕは耐酸化性と加工性を低下させる上、２．０％を超えるとε―Ｃｕの粗大化を招き、却って熱疲労特性を低下させる。従って、Ｃｕ量は０．５５〜２．０％の範囲とする。好ましくは０．７〜１．６％の範囲である。後に記述するが、Ｃｕ含有だけでは十分な熱疲労特性向上効果は得られない。Ｂを複合添加することによりε―Ｃｕが微細化され、熱疲労特性が向上する。

Ｔｉ：５×（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．５％
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。本発明ではＮｂを積極的に添加しないため、Ｃ、Ｎの固定のためＴｉは重要な元素となる。その効果を得るためには５×（Ｃ％＋Ｎ％）以上の含有が必要である。ここで、５×（Ｃ％＋Ｎ％）中のＣ％、Ｎ％は各元素の含有量（質量％）を表す。含有量がこれより少ない場合、Ｃ、Ｎを完全には固定することができず、鋭敏化が発生し、結果的に耐酸化性が低下してしまう。また、Ｔｉが足りない分はＡｌがＮと結びつくことになるため、本発明において重要なＡｌの固溶強化による高温疲労特性向上効果も得られなくなる。一方、０．５％を超えると鋼の靭性と酸化スケールの密着性（＝耐繰り返し酸化性）を低下させるため、Ｔｉ量は５×（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．１５〜０．４％の範囲である。よりに好ましくは０．２〜０．３％の範囲である。

Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させるだけでなく、Ｃｕ含有鋼においてはε−Ｃｕを微細化し高温強度を上昇させるため、熱疲労特性を向上させるのに有効な本発明に重要な元素である。Ｂが添加されていないとε−Ｃｕが粗大化しやすく、Ｃｕ含有による熱疲労特性向上効果が十分に得られない。この効果は０．０００２％以上の含有で得ることができる。一方、０．００５０％を超えると鋼の加工性、靭性を低下させる。従って、Ｂ量は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３０％の範囲である。

Ｎｉ：０．０５〜１．０％
Ｎｉは本発明において重要な元素である。Ｎｉは鋼の靭性を向上させるのみならず、耐酸化性を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上含有する必要がある。Ｎｉが添加されていないかまたは含有量がこれより少ない場合、Ｃｕ含有とＴｉ含有により耐酸化性が低下する。耐酸化性が低下すると、酸化量が増えることで母材の板厚が減少することや、また、酸化スケールが剥離することで亀裂の起点となることにより優れた熱疲労特性が得られなくなる。一方、Ｎｉは高価な元素であり、また、強力なγ相形成元素であるため、１．０％を超える含有は高温でγ相を生成し却って耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉ量は０．０５〜１．０％の範囲とする。好ましくは、０．０８〜０．５％の範囲である、より好ましくは０．１５〜０．３％の範囲である。

以上が本発明のフェライト系ステンレス鋼の基本化学成分であるが、更に、耐熱性向上の観点からＲＥＭ、Ｚｒ、ＶおよびＣｏの中から選ばれる１種以上を選択元素として下記の範囲で含有してもよい。

ＲＥＭ：０．００１〜０．０８％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％
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、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１％以上、Ｚｒは０．０１％以上が好ましい。しかし、ＲＥＭの０．０８％を超える含有は、鋼を脆化させ、また、Ｚｒの０．５％を超える含有は、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭを含有する場合、その量は０．００１〜０．０８％の範囲、Ｚｒを含有する場合、その量は０．０１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。

Ｖ：０．０１〜０．５％
Ｖは、耐酸化性を向上させるのみならず、高温強度の向上に有効な元素である。その効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかし、０．５％を超える含有は、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）を析出し、靭性を低下させる。よって、Ｖを含有する場合、その量は０．０１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３〜０．４％の範囲である。さらに好ましくは０．０５〜０．２５％の範囲である。

Ｃｏ：０．０１〜０．５％
Ｃｏは、靭性の向上に有効な元素であるとともに、高温強度を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０１％以上が好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、０．５％を超えて含有しても、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを含有する場合、その量は０．０１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０２〜０．２％の範囲である。

更に、加工性や製造性向上の観点からＣａ、Ｍｇの中から選ばれる１種以上を選択元素として下記の範囲で含有してもよい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
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。０．０００５％以上の含有でその効果は現れる。しかし、表面欠陥を発生させず良好な表面性状を得るためには０．００３０％以下とする必要がある。従って、Ｃａを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．００３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００１５％の範囲である。

Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０％
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Ｔｉが添加されている鋼においては、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％以上の含有で現れる。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため鋼の靭性が大きく低下する。一方で、Ｍｇ量が０．００２０％を超えると、鋼の表面性状を悪化させてしまう。したがって、Ｍｇを含有する場合は、その量は０．０００２〜０．００２０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０００２〜０．００１５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００４〜０．００１０％の範囲である。

３．製造方法について
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、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のが好ましい。

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。

より好ましい製造方法は、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のが好ましい。製鋼においては、前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、６００〜９００℃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によりスケールを除去してもよい。

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、８５０〜１１５０℃、さらに好ましくは８５０〜１０５０℃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、酸洗後に軽度の圧延（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。

このようにして製造して得た熱延板製品、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（ＭｅｔａｌＩｎｅｒｔＧａｓ）、ＭＡＧ（ＭｅｔａｌＡｃｔｉｖｅＧａｓ）、ＴＩＧ（ＴｕｎｇｓｔｅｎＩｎｅｒｔＧａｓ）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。

表１に示す成分組成を有するＮｏ．１〜２３、２７〜４０の鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して３０ｋｇ鋼塊とした。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。このシートバーを二分割し、うち一つを鍛造により断面が３０ｍｍ×３０ｍｍの角棒とし、８５０〜１０５０℃で焼鈍後、機械加工し、図１に示す寸法の熱疲労試験片を作製した。そして、下記の熱疲労試験に供した。焼鈍温度については記載した範囲内で組織を確認しながら成分ごとに設定した。以降の焼鈍についても同様である。

熱疲労試験
上記試験片を１００〜８００℃間で加熱・冷却を繰り返すと同時に、図２に示したような拘束率０．５で歪を繰り返し付与し、熱疲労寿命を測定した。１００℃および８００℃での保持時間はいずれも２ｍｉｎとした。なお、上記熱疲労寿命は、日本材料学会標準高温低サイクル試験法標準に準拠し、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、初期の応力に対して７５％まで低下したサイクル数を熱疲労寿命とした。なお、比較として、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼（１５％Ｃｒ−０．９％Ｓｉ−０．４％Ｎｂ）についても、同様の試験を行った。

上記二分割したシートバーのもう一方を用い、１０５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後９００〜１０５０℃で熱延板焼鈍し酸洗した熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚を２ｍｍとし、８５０〜１０５０℃で仕上げ焼鈍して冷延焼鈍板とした。これを下記の酸化試験に供した。なお、参考として、Ｎｂ−Ｓｉ複合添加鋼（表１のＮｏ．２７）についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、評価試験に供した。

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た。脱脂後、１０００℃に加熱保持された大気雰囲気の炉内で３００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、大きい方の値をその鋼の評価値とした。５０ｇ／ｍ^２以上の結果が得られた場合を異常酸化として評価した。

繰り返し酸化試験
上記試験片を用いて、大気中において、１００℃×１ｍｉｎと１０００℃×２０ｍｉｎの温度に加熱・冷却を繰り返す熱処理を４００サイクル行い、試験前後の試験片の質量差を測定し、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ^２）を算出するとともに、試験片表面から剥離したスケールの有無を確認した。スケール剥離が見られた場合は不合格、スケール剥離が見られなかった場合は合格とした。なお、上記試験における加熱速度および、冷却速度は、それぞれ５℃／ｓｅｃ、１．５℃／ｓｅｃで行った。

高温疲労試験
上記のようにして得た冷延焼鈍板から図６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。
シェンク式疲労試験機により８００℃において１３００ｒｐｍで鋼板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。このとき試験片が破損するまでのサイクル数（破損繰り返し数）を高温疲労寿命として評価した。

得られた結果を表１に示す。

表１から明らかなように、本発明例は、いずれもＮｂ−Ｓｉ複合添加鋼と同等以上の熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性を示しており、本願発明の目標が達成されていることが確認された。

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

質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．２０〜３．０％、Ｔｉ：５×（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．５％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％を含有し、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フェライト系ステンレス鋼。ここで、５×（Ｃ％＋Ｎ％）中のＣ％、Ｎ％は各元素の含有量（質量％）を表す。
更に、質量％で、ＲＥＭ：０．００１〜０．０８％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
更に、質量％でＣａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００２０％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。