JP5343444B2 - 熱疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
熱疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 Download PDFInfo
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本発明は、自動車やオートバイの排気管や触媒外筒材、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部材に用いて好適なＣｒ含有鋼に関し、特に、優れた熱疲労特性、耐酸化性および加工性のいずれをも兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
自動車のエキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等に代表される排気系環境下で使用される部材には、熱疲労特性や耐酸化性（以降、上記両特性を総称して「耐熱性」ともいう。）に優れていることが要求される。そのため、このような用途には、ＮｂとＳｉを添加したＴｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）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、排ガス温度が上昇し、現状より高温の９００℃程度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９鋼では、熱疲労特性が不足してくるおそれがある。
この問題に対しては、ＮｂとＭｏを複合添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、例えば、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−２Ｍｏ−０．５Ｎｂ）鋼や、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗを複合添加したフェライト系ステンレス鋼などが開発されている。しかし、希少金属であるＭｏ，Ｗの昨今における異常なまでの価格高騰から、これらの元素を用いないでも同等の耐熱性を有する材料の開発が求められるようになってきている。
高価な元素であるＭｏやＷを用いないで、耐熱性に優れた材料を得る技術としては、例えば、特許文献１〜３に開示されたものがある。これらの技術は、熱疲労特性を主にＣｕ添加により向上させているのが特徴である。しかし、発明者らの研究によれば、Ｃｕは、鋼自身の耐酸化性を低下させるだけでなく、加工性をも低下させる元素であることが明らかになってきた。そこで、ＭｏやＷ以外に、Ｃｕの添加をも極力控えた成分設計を行う必要性に迫られている。
ＭｏやＷ，Ｃｕを用いずに耐熱性を高めた材料としては、特許文献４や特許文献５に開示された鋼がある。これらの鋼は、ＶＮ粒子の分散強化を利用して耐熱性の向上を図っているところに特徴がある。また、特許文献６には、Ｖ添加によって加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法が、特許文献７には、Ｖ添加によって高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板が開示されている。
ＷＯ２００３／００４７１４号公報
特開２００６−１１７９８５号公報
特開２０００−２９７３５５号公報
特開２００１−３１６７７４号公報
特開平０７−０７０７０９号公報
特開平０６−１５８１６２号公報
特開２０００−１４４３４４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４〜７に開示された鋼は、開示された技術内容に沿って製造しても、本発明が目的とする熱疲労特性や耐酸化性は得られないことがわかり、さらなる検討が必要であることが明らかになった。また、上記従来技術の鋼は、優れた加工性を有さないことも明らかとなった。
そこで、本発明の目的は、ＶＮ粒子の分散強化を利用した従来鋼をさらに改良し、Ｍｏ，ＷおよびＣｕを添加することなく優れた熱疲労特性、耐酸化性および加工性の全てを兼備したフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。ここで、本発明でいう「優れた熱疲労特性と耐酸化性」とは、ＳＵＳ４４４と同等の特性を有すること、具体的には、２００℃／８５０℃の熱疲労特性と１０００℃における耐酸化性がＳＵＳ４４４と同等であることを、また、「優れた加工性」とは、室温における全伸びが３６％以上の高い伸びを有することを意味する。
発明者らは、従来のＶＮ粒子の分散強化を利用した鋼では十分な耐熱性と加工性が得られない原因について、詳細な研究を重ねた。その結果、Ｎｂを１０×（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲で含有する鋼において、Ｍｏ，ＷおよびＣｕを添加せずに高温強度を高めてＳＵＳ４４４と同等の熱疲労特性を実現し、併せて優れた加工性を確保するためには、Ｎｂ，ＶおよびＮの含有量を適正範囲に制御する必要があること、具体的には、Ｎの含有量を０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖの含有量を０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％の範囲に制御し、なおかつＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）を０．００３〜０．００８の範囲となるよう制御し、ＶＮの粒子分散強化能を有効に活用する必要があること、さらに、熱疲労特性をより向上させるためには、上記Ｎｂ，Ｖ以外の窒化物形成元素であるＴｉやＺｒ，Ｔａの含有量をも規制する必要があることを見出した。また、１０００℃における耐酸化性を向上し、ＳＵＳ４４４と同等とするためには、Ｍｎの含有量を規制する、具体的には、Ｍｎを０．３５ｍａｓｓ％以下とする必要があることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：１０（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．６０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下含有し、かつ、ＶおよびＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）が、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする熱疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌの含有量が０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％であることを特徴とする。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。
本発明によれば、高価なＭｏやＷを用いることなく、かつ、耐酸化性を低下させるＣｕを添加することなくＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性（熱疲労特性と耐酸化性）と、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提供することができる。したがって、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車の排気部材用として好適であり、産業上格段の効果を奏する。
本発明の上記知見を得る契機となった基礎実験について説明する。
（実験１）まず、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の熱疲労特性に及ぼすＮ含有量の影響について調査した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３８〜０．４３ｍａｓｓ％およびＶ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｎの含有量を０．００８〜０．０４８ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を鍛造して３０ｍｍ×３０ｍｍの角材とし、熱処理を施したのち、図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製した。次いで、この試験片を、図２に示したように、拘束率０．８で２００℃と８５０℃の間で昇温・降温を繰り返す熱疲労試験に供し、２００℃において検出された荷重が初期の８０％を下回るまでのサイクル数で定義する「熱疲労寿命」を測定した。なお、比較材として、ＳＵＳ４４４（１８Ｃｒ−２Ｍｏ−０．５Ｎｂ鋼）についても、上記と同様にして熱疲労試験片を作製し、同様の熱疲労試験に供した。
（実験１）まず、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の熱疲労特性に及ぼすＮ含有量の影響について調査した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３８〜０．４３ｍａｓｓ％およびＶ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｎの含有量を０．００８〜０．０４８ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を鍛造して３０ｍｍ×３０ｍｍの角材とし、熱処理を施したのち、図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製した。次いで、この試験片を、図２に示したように、拘束率０．８で２００℃と８５０℃の間で昇温・降温を繰り返す熱疲労試験に供し、２００℃において検出された荷重が初期の８０％を下回るまでのサイクル数で定義する「熱疲労寿命」を測定した。なお、比較材として、ＳＵＳ４４４（１８Ｃｒ−２Ｍｏ−０．５Ｎｂ鋼）についても、上記と同様にして熱疲労試験片を作製し、同様の熱疲労試験に供した。
図３は、上記試験結果を、熱疲労寿命とＮ含有量との関係として示したものである。この図３から、ＳＵＳ４４４より優れた熱疲労寿命が得られるＮの含有量は０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲であることがわかった。
（実験２）次に、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の熱疲労特性に及ぼすＶ含有量の影響について調査した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．２８〜０．３２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１９〜０．０２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｖの含有量を０．１１〜０．７１ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、その後、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１０〜０．３０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．２８〜０．３２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１９〜０．０２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｖの含有量を０．１１〜０．７１ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、その後、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。
図４は、上記試験の結果を、熱疲労寿命とＶ含有量との関係として示したものであり、Ｖの含有量が０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲においてＳＵＳ４４４より優れた熱疲労寿命が得られることがわかった。
（実験３）次に、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の熱疲労特性に及ぼすＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）の影響について調査した。
上記実験１および実験２に加えて、ＶおよびＮ以外の成分組成を実験１および実験２と同じくし、ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）の値を種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。
上記実験１および実験２に加えて、ＶおよびＮ以外の成分組成を実験１および実験２と同じくし、ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）の値を種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。
図５は、熱疲労寿命と（Ｖ×Ｎ）との関係を示したものである。この図５から、Ｖ，Ｎの含有量がそれぞれ実験１および２で得られた好適範囲内にある場合でも、（Ｖ×Ｎ）の値が０．００３未満もしくは０．０１５超えであるときには、ＳＵＳ４４４と同等の熱疲労寿命は得られない、したがって、ＳＵＳ４４４と同等の熱疲労寿命を得るためには、Ｖ，Ｎの含有量を上記実験１および２で得られた好適範囲に制御すると共に、（Ｖ×Ｎ）を０．００３〜０．０１５の範囲に制御する必要があることがわかった。
このように、ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）に熱疲労寿命を高める最適範囲が存在する理由は、（Ｖ×Ｎ）の値が小さ過ぎると、６００〜８００℃の温度で鋼中に微細に析出するＶＮの量が少な過ぎるため、鋼を高強度化し熱疲労特性を向上する効果に乏しく、一方、（Ｖ×Ｎ）の値が大きくなり過ぎると、析出したＶＮが粗大化し、却って熱疲労特性を低下させてしまうためと考えている。
（実験４）次に、Ｎｂと同様、窒化物を形成するＺｒ，ＴｉおよびＴａが、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の熱疲労寿命に及ぼす影響について調査した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．９〜１８．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３４〜０．３７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９〜０．２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０．１９〜０．０２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａの含有量をそれぞれ０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、０．００３〜０．０１４ｍａｓｓ％、０．００３〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件で熱疲労試験に供し、熱疲労寿命を測定した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．９〜１８．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３４〜０．３７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９〜０．２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０．１９〜０．０２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａの含有量をそれぞれ０．００３〜０．０２０ｍａｓｓ％、０．００３〜０．０１４ｍａｓｓ％、０．００３〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、上記実験１と同様にして、図１に示した熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件で熱疲労試験に供し、熱疲労寿命を測定した。
図６は、熱疲労寿命に及ぼすＺｒ，ＴｉおよびＴａの含有量の影響を示したものである。図６から、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａがそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、ＳＵＳ４４４と同等の熱疲労寿命は得られないことがわかる。この理由は、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａを過剰に添加すると、ＶＮの析出が抑制されて、本発明の特徴であるＶＮ析出による分散強化効果が得られなくなるためと考えられる。したがって、熱疲労寿命を改善するためには、前述したＶ，Ｎの含有量および（Ｖ×Ｎ）の値を適正化するだけでなく、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａの含有量をも適正化する、具体的には、Ｚｒ，ＴｉおよびＴａのそれぞれを０．０１ｍａｓｓ％以下に規制する必要があることがわかった。
（実験５）次に、排気系部材に用いられる鋼において、熱疲労特性と並んで重要な特性である耐酸化性に及ぼすＭｎ含有量の影響について調査した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．９〜１８．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．２９〜０．４３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９〜０．２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１９〜０．０２２ｍａｓｓ％Ｎを含有し、Ｍｎの含有量を０．１３〜０．９７ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚の酸化試験用サンプルを採取し、このサンプルの表面を＃３２０のエメリー紙で研磨した後、１０００℃に保持された大気雰囲気の炉中で２００時間の連続酸化試験を行い、酸化試験前後における質量変化（酸化増量）から、耐酸化性を評価した。なお、比較材としてＳＵＳ４４４についても、同様の連続酸化試験を行い、耐酸化性を評価した。
Ｃ：０．００５〜０．０１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１９〜０．２２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．９〜１８．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．２９〜０．４３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１９〜０．２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１９〜０．０２２ｍａｓｓ％Ｎを含有し、Ｍｎの含有量を０．１３〜０．９７ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚の酸化試験用サンプルを採取し、このサンプルの表面を＃３２０のエメリー紙で研磨した後、１０００℃に保持された大気雰囲気の炉中で２００時間の連続酸化試験を行い、酸化試験前後における質量変化（酸化増量）から、耐酸化性を評価した。なお、比較材としてＳＵＳ４４４についても、同様の連続酸化試験を行い、耐酸化性を評価した。
図７は、酸化増量とＭｎ含有量との関係を示したものである。この図７から、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐連続酸化性を得るには、Ｍｎの含有量を０．５ｍａｓｓ％以下に制限する必要があることがわかった。
（実験６）次に、１８ｍａｓｓ％Ｃｒ含有鋼の室温における全伸びに及ぼすＮおよびＶの含有量およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）の影響について調査した。
実験１〜３で得た鋼塊の一部を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とし、次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（冷延圧下率：６０％）し、仕上げ焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
この冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）および９０°方向（Ｃ方向）のＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取して引張試験を行い、破断するまでの全伸び（Ｅｌ）を測定し、下記式により平均伸びを算出し、加工性を評価した。
平均伸び＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４
ここで、ＥｌＬ：Ｌ方向の全伸び、ＥｌＤ：Ｄ方向の全伸び、ＥｌＣ：Ｃ方向の全伸び
なお、ＳＵＳ４４４についても、同様にして平均伸びを測定した。
実験１〜３で得た鋼塊の一部を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とし、次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（冷延圧下率：６０％）し、仕上げ焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
この冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）および９０°方向（Ｃ方向）のＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取して引張試験を行い、破断するまでの全伸び（Ｅｌ）を測定し、下記式により平均伸びを算出し、加工性を評価した。
平均伸び＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４
ここで、ＥｌＬ：Ｌ方向の全伸び、ＥｌＤ：Ｄ方向の全伸び、ＥｌＣ：Ｃ方向の全伸び
なお、ＳＵＳ４４４についても、同様にして平均伸びを測定した。
図８〜１０に、平均伸びに及ぼすＮ含有量、Ｖ含有量および（Ｖ×Ｎ）の影響を示した。この結果から、本発明が目標とする平均伸び：３６％以上の優れた加工性を得るためには、Ｎ含有量は０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｖ含有量は０．３５ｍａｓｓ％以下および（Ｖ×Ｎ）は０．００８以下でなければならないことがわかった。
本発明は、上記の知見にさらに検討を加えてなされたものである。
本発明は、上記の知見にさらに検討を加えてなされたものである。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を高める元素であるが、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靱性および加工性の劣化が顕著となる。また、本発明において重要なＶの熱疲労特性改善効果を阻害する。よって、本発明では、Ｃは０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を高める元素であるが、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靱性および加工性の劣化が顕著となる。また、本発明において重要なＶの熱疲労特性改善効果を阻害する。よって、本発明では、Ｃは０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の耐酸化性を向上する元素であり、脱酸剤としても添加される元素である。しかし、過剰な添加は加工性を低下させる。特に、室温において高い伸びを安定して確保するには、０．３ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
Ｓｉは、鋼の耐酸化性を向上する元素であり、脱酸剤としても添加される元素である。しかし、過剰な添加は加工性を低下させる。特に、室温において高い伸びを安定して確保するには、０．３ｍａｓｓ％以下にする必要がある。
Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する元素である。しかし、過剰な添加は、高温でのγ相の生成を促進し、耐熱性、特に耐酸化性を低下させる。また、Ｍｎは、加工性、特に全伸びを低下させる。したがって、室温において高い全伸びを安定的に得ると共に、良好な耐酸化性を確保するには、Ｍｎは０．３５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
Ｍｎは、脱酸剤としての効果を有する元素である。しかし、過剰な添加は、高温でのγ相の生成を促進し、耐熱性、特に耐酸化性を低下させる。また、Ｍｎは、加工性、特に全伸びを低下させる。したがって、室温において高い全伸びを安定的に得ると共に、良好な耐酸化性を確保するには、Ｍｎは０．３５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の靱性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、鋼の靱性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼の伸びおよびｒ値を低下させて成形性を劣化させるとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓを０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓは、鋼の伸びおよびｒ値を低下させて成形性を劣化させるとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓを０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、鋼の耐酸化性および高温での耐塩害腐食性の向上に有効な元素である。しかし０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、加工性が低下する。よって、Ａｌの上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌは、鋼の耐酸化性および高温での耐塩害腐食性の向上に有効な元素である。しかし０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、加工性が低下する。よって、Ａｌの上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％
Ｃｒは、鋼の耐酸化性を向上させる重要な元素である。斯かる効果を得るためには、１６ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ｃｒは、鋼に固溶し、室温において硬質化、低延性化して加工性の低下を招く。特に、優れた延性を得るためには、Ｃｒは１８．５ｍａｓｓ％以下にする必要がある。よって、Ｃｒは１６〜１８．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｒは、鋼の耐酸化性を向上させる重要な元素である。斯かる効果を得るためには、１６ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ｃｒは、鋼に固溶し、室温において硬質化、低延性化して加工性の低下を招く。特に、優れた延性を得るためには、Ｃｒは１８．５ｍａｓｓ％以下にする必要がある。よって、Ｃｒは１６〜１８．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の靱性を向上させる元素であるが、高価である他、強力なγ相形成元素であるため、高温でのγ相の生成を促進し、耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉは０．５ｍａｓｓ％以下とする。
Ｎｉは、鋼の靱性を向上させる元素であるが、高価である他、強力なγ相形成元素であるため、高温でのγ相の生成を促進し、耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉは０．５ｍａｓｓ％以下とする。
Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、かつ、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８
ＶおよびＮは、本発明では、鋼を高強度化し、熱疲労特性の向上を図るために重要な元素である。図３〜５に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｎ：０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％およびＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．０１５の全てを満たす必要がある。Ｎ含有量が０．０１５ｍａｓｓ％未満、Ｖ含有量が０．１５ｍａｓｓ％未満あるいは（Ｖ×Ｎ）の値が０．００３未満では、６００〜８００℃の温度でＶＮが鋼中に微細に析出しないため、本発明が目的とする熱疲労特性の改善効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０４０ｍａｓｓ％超え、Ｖ含有量が０．６０ｍａｓｓ％超えあるいは（Ｖ×Ｎ）が０．０１５超えでは、微細に析出したＶＮが粗大化し、却って熱疲労特性を低下させてしまうからである。
また、良好な熱疲労特性と同時に、良好な加工性、即ち、室温における平均伸び３６％以上を得るには、図８〜１０に示したように、Ｎ，Ｖの含有量および（Ｖ×Ｎ）の値がそれぞれ０．０３ｍａｓｓ％以下、０．３５ｍａｓｓ％以下、０．００８以下の全てを満たす必要がある。よって、本発明では、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％および（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８の範囲とする。
ＶおよびＮは、本発明では、鋼を高強度化し、熱疲労特性の向上を図るために重要な元素である。図３〜５に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｎ：０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％およびＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．０１５の全てを満たす必要がある。Ｎ含有量が０．０１５ｍａｓｓ％未満、Ｖ含有量が０．１５ｍａｓｓ％未満あるいは（Ｖ×Ｎ）の値が０．００３未満では、６００〜８００℃の温度でＶＮが鋼中に微細に析出しないため、本発明が目的とする熱疲労特性の改善効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０４０ｍａｓｓ％超え、Ｖ含有量が０．６０ｍａｓｓ％超えあるいは（Ｖ×Ｎ）が０．０１５超えでは、微細に析出したＶＮが粗大化し、却って熱疲労特性を低下させてしまうからである。
また、良好な熱疲労特性と同時に、良好な加工性、即ち、室温における平均伸び３６％以上を得るには、図８〜１０に示したように、Ｎ，Ｖの含有量および（Ｖ×Ｎ）の値がそれぞれ０．０３ｍａｓｓ％以下、０．３５ｍａｓｓ％以下、０．００８以下の全てを満たす必要がある。よって、本発明では、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％および（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８の範囲とする。
Ｎｂ：１０（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．６０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定し、鋼の耐鋭敏化性、成形性、溶接部の粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を高めて熱疲労特性を向上するのに有効な元素である。しかし、Ｎｂの含有量がＣとＮの合計含有量（ｍａｓｓ％）の１０倍未満、即ち、１０（Ｃ＋Ｎ）未満では、鋼が鋭敏化を抑制する効果が得られない。一方、０．６０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進して、脆化を起こし易くする。さらに、Ｎｂの過剰添加は、本発明において重要なＶＮの析出が抑制され、熱疲労特性向上効果が得られなくなる。よって、Ｎｂの含有量は、１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．５５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定し、鋼の耐鋭敏化性、成形性、溶接部の粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を高めて熱疲労特性を向上するのに有効な元素である。しかし、Ｎｂの含有量がＣとＮの合計含有量（ｍａｓｓ％）の１０倍未満、即ち、１０（Ｃ＋Ｎ）未満では、鋼が鋭敏化を抑制する効果が得られない。一方、０．６０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進して、脆化を起こし易くする。さらに、Ｎｂの過剰添加は、本発明において重要なＶＮの析出が抑制され、熱疲労特性向上効果が得られなくなる。よって、Ｎｂの含有量は、１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１０（Ｃ＋Ｎ）〜０．５５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＴａ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｔｉ，ＺｒおよびＴａは、Ｎｂ，Ｖと同様、Ｃ，Ｎを固定して、耐食性、成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、これらの元素がそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上含有していると、本発明において重要役割を果たすＶＮの析出を抑制し、ＶＮの析出効果を享受することができなくなり、熱疲労特性が低下してしまう。よって、本発明では、これらの元素はそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以下とする。
Ｔｉ，ＺｒおよびＴａは、Ｎｂ，Ｖと同様、Ｃ，Ｎを固定して、耐食性、成形性、溶接部の粒界腐食性を向上させる作用を有する元素である。しかし、これらの元素がそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以上含有していると、本発明において重要役割を果たすＶＮの析出を抑制し、ＶＮの析出効果を享受することができなくなり、熱疲労特性が低下してしまう。よって、本発明では、これらの元素はそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％以下とする。
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下
ＭｏおよびＷは、高温疲労特性および耐酸化性の向上に有効な元素であるが、いずれも高価な元素であり、安価な材料開発という本発明の目的から、積極的には添加しない。したがって、これらの元素は、製鉄原料のスクラップ等から混入する程度であり、その含有量は多くても０．１ｍａｓｓ％以下である。よって、本発明では、ＭｏおよびＷの含有量はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％以下とする。
ＭｏおよびＷは、高温疲労特性および耐酸化性の向上に有効な元素であるが、いずれも高価な元素であり、安価な材料開発という本発明の目的から、積極的には添加しない。したがって、これらの元素は、製鉄原料のスクラップ等から混入する程度であり、その含有量は多くても０．１ｍａｓｓ％以下である。よって、本発明では、ＭｏおよびＷの含有量はそれぞれ０．１ｍａｓｓ％以下とする。
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およびＣｏを下記の範囲で含有することができる。
Ｂ：０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％
Ｂは、加工性、とくに２次加工性を向上するのに有効な元素である。この効果は、０．０００４ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、０．００２０ｍａｓｓ％を超える添加は、ＢＮを生成し、加工性の低下を招く。よって、Ｂを添加する場合は、０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｂ：０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％
Ｂは、加工性、とくに２次加工性を向上するのに有効な元素である。この効果は、０．０００４ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、０．００２０ｍａｓｓ％を超える添加は、ＢＮを生成し、加工性の低下を招く。よって、Ｂを添加する場合は、０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素であり、その効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃｏを添加する場合は、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素であり、その効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃｏを添加する場合は、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
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。
本発明鋼の製造方法は、特に限定されるものではなく、フェライト系ステンレス鋼の製造方法として一般的なものであれば、いずれも好適に用いることができる。例えば、前述した本発明に適合する成分組成の鋼を転炉、電気炉等の溶製炉、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を適用して溶製し、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。上記方法において、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上でもよい。また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は、必要に応じて繰り返し行ってもよく、熱延板焼鈍は、省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、スキンパス等を施してもよい。
本発明鋼の製造方法は、特に限定されるものではなく、フェライト系ステンレス鋼の製造方法として一般的なものであれば、いずれも好適に用いることができる。例えば、前述した本発明に適合する成分組成の鋼を転炉、電気炉等の溶製炉、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を適用して溶製し、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。上記方法において、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上でもよい。また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は、必要に応じて繰り返し行ってもよく、熱延板焼鈍は、省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、スキンパス等を施してもよい。
表１−１および表１−２に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、２分割し、その一方の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して１５０ｍｍ幅×３５ｍｍ厚の熱延シートバーとし、これを鍛造して３０ｍｍ×３０ｍｍの角材とし、１０４０℃の焼鈍を施した。その後、その角材から、機械加工により図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示したように、拘束率０．８で２００℃−８５０℃間を繰り返し昇温・降温させる熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。なお、昇温・降温速度は５℃／ｓとし、８５０℃の保持時間は１分、２００℃の保持時間は０分とした。また、熱疲労寿命の定義は、２００℃において検出された荷重が、初期の８０％を下回るまでのサイクル数とした。
また、参考例として、特許文献４〜７に開示された成分組成を有する鋼（Ｎｏ．１〜４）、およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして熱疲労特性を評価した。
また、参考例として、特許文献４〜７に開示された成分組成を有する鋼（Ｎｏ．１〜４）、およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして熱疲労特性を評価した。
実施例１で得たもう一方の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とした。次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（冷延圧下率：６０ｍａｓｓ％）し、仕上げ焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
次いで、上記のようにして得た各冷延焼鈍板から、３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚のサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴を開けてから、その表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂した。その後、そのサンプルを、１０００℃に加熱・保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて２００時間保持する大気中連続酸化試験に供した。試験後、サンプルの重量を測定し、試験前の重量との差を算出して、酸化増量を求めた。上記連続酸化試験は、各冷延焼鈍板のそれぞれについて２回実施し、その平均値で耐酸化性を評価した。
また、実施例１と同様、参考例として、従来鋼（Ｎｏ．１〜４）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして耐酸化性を評価した。
次いで、上記のようにして得た各冷延焼鈍板から、３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚のサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴を開けてから、その表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂した。その後、そのサンプルを、１０００℃に加熱・保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて２００時間保持する大気中連続酸化試験に供した。試験後、サンプルの重量を測定し、試験前の重量との差を算出して、酸化増量を求めた。上記連続酸化試験は、各冷延焼鈍板のそれぞれについて２回実施し、その平均値で耐酸化性を評価した。
また、実施例１と同様、参考例として、従来鋼（Ｎｏ．１〜４）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして耐酸化性を評価した。
実施例２で得た冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）および９０°方向（Ｃ方向）のＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取して引張試験を行い、破断するまでの全伸び（Ｅｌ）を測定し、下記式により平均伸びを算出し、加工性を評価した。
平均伸び＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４
ここで、ＥｌＬ：Ｌ方向の全伸び、ＥｌＤ：Ｄ方向の全伸び、ＥｌＣ：Ｃ方向の全伸び
なお、ＳＵＳ４４４についても、同様にして平均伸びを測定した。
また、実施例１と同様、参考例として、従来鋼（Ｎｏ．１〜４）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして加工性を評価した。
平均伸び＝（ＥｌＬ＋２ＥｌＤ＋ＥｌＣ）／４
ここで、ＥｌＬ：Ｌ方向の全伸び、ＥｌＤ：Ｄ方向の全伸び、ＥｌＣ：Ｃ方向の全伸び
なお、ＳＵＳ４４４についても、同様にして平均伸びを測定した。
また、実施例１と同様、参考例として、従来鋼（Ｎｏ．１〜４）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）についても、上記と同様にして加工性を評価した。
上記実施例１〜３の結果を、表１−２に併記して示した。この結果から、本発明の成分組成に適合する発明例の鋼（Ｎｏ．３３〜４７）は、いずれも、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱疲労特性（熱疲労寿命：５２０サイクル以上）と耐酸化性（酸化増量：３３ｇ／ｍ２以下）、および優れた加工性（平均伸び：３６％以上）を兼備していることがわかる。一方、本発明の成分組成を満たさない比較例の鋼（Ｎｏ．６〜３２）および従来技術の鋼（Ｎｏ．１〜４）は、耐熱疲労特性、耐酸化性のいずれか１以上の特性がＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５）より劣っているか、または、目標とする平均伸び３６％以上を満たさない。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車の排気部材用に限定されるものではなく、本発明の鋼と同様の特性が要求される火力発電システムの排気経路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 (3)
- Ｃ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１０ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：１０（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．６０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｔａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下含有し、かつ、
ＶおよびＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）が、
（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする熱疲労特性、耐酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼。 - 上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００４〜０．００２０ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ａｌの含有量が０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％であ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。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％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。
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