WO2009110640A1 - 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 Download PDF

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WO2009110640A1
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ferritic stainless
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加藤康
平田知正
中村徹之
宇城工
太田裕樹
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to Cr-containing steels, and in particular, exhaust pipes of automobiles and motorcycles, exhaust pipes, converter cases) and thermal electric power plants.
  • Ferritic stainless steel that combines high thermal fatigue resistance (oxidation resistance) and oxidation resistance suitable for exhaust system members used in high temperature environments such as (exhaust air duct) ritic stainless steel).
  • Exhaust manifolds, exhaust pipes, converter cases, muff lers and other exhaust system members used in automobile exhaust system environments have thermal fatigue characteristics and oxidation resistance (hereinafter referred to as “exhaust manifold”). These characteristics are collectively referred to as “heat resistanc e”.) It is required to have excellent heat resistance.
  • Nb and Si are now added.
  • many Cr-containing steels such as Ty pe 429 (14 C r-0.9 S ⁇ -0.4 Nb series) are used, but as the engine performance improves, the exhaust gas temperature ( When the exhaust gas temperature) rises to a temperature exceeding 900 ° C, the thermal fatigue characteristics of Ty pe 429 have become insufficient.Nb and Mo are added to this problem.
  • WO 2003/004714 pamphlet includes 10 to 20 mass% Cr steel, N b: 0 as a material having excellent heat resistance without using Mo and W, which are inexpensive elements. . 5 Oma ss% or less, Cu: 0.8-2. Oma ss%, V: 0.03-0.
  • the object of the present invention is to develop a technology that prevents the deterioration of oxidation resistance due to the addition of Cu, and thereby, without adding expensive elements such as Mo and W, oxidation resistance and thermal fatigue characteristics can be achieved. It is to provide an excellent ferritic stainless steel.
  • excellent oxidation resistance and thermal fatigue characteristics as used in the present invention means that it has the same or better characteristics than SUS 444.
  • the oxidation resistance is the oxidation resistance at 950 ° C.
  • the thermal fatigue property means that the repeated thermal fatigue property between 100-850 ° C is equal to or higher than that of SUS444. Disclosure of the invention
  • the present invention is C: 0.01% 5% ass% or less, S i: 1. Oma ss% or less, Mn: 1. Oma ss% or less, P: 0.04m ass% or less, S: 0.01% mass% or less, C r: 1 6 to 23 ma ss% or less, N: 0.01 5 mass% or less, N b: 0 9054706
  • T i 0.15 mass% or less
  • Mo 0.1 mass% or less
  • W 0 ⁇ 1 mass% or less
  • Cu l. 0 to 2.5 mass%
  • a 1 Ferrite stainless steel containing 0.2 to 1.5 mass% and the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the ferritic stainless steel of the present invention further includes B: 0.003 mass% or less, REM: 0.08 mass% or less, Zr: 0.5 mass% or less, V: 0.5 ma ss% or less, C o: 0.5 ma ss% or less
  • It is characterized by containing one or more selected from 5 ma s s% or less.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is characterized in that, in the component described in 1 or 2 above, S i is preferably 0.4 to 1. Omas s s%.
  • the ferritic stainless steel according to the present invention preferably contains S i: 0.4 to 1. Oma ss% and T i: 0.0 1 m ass% in the components described in 1 or 2 above. It is characterized by the following.
  • ferritic stainless steel having heat resistance (thermal fatigue characteristics, oxidation resistance) equal to or higher than that of SUS444 can be obtained at low cost without adding expensive Mo or W. Therefore, the steel of the present invention is suitable for use in automobile exhaust system members.
  • Fig. 1 is a diagram illustrating a thermal fatigue test piece.
  • Fig. 2 is a diagram for explaining temperature and restraining conditions in a thermal fatigue test.
  • Figure 3 Graph showing the effect of Cu addition on thermal fatigue properties.
  • Fig. 4 A graph showing the effect of A1 addition on the oxidation resistance (weight gain by oxidation).
  • the inventors have prevented the deterioration of oxidation resistance due to the Cu addition of conventional technology, and added ferritic stainless steel with excellent oxidation resistance and fatigue characteristics without adding expensive elements such as Mo and W.
  • Nb in the range of 0.3 to 0.6 5 mass%
  • Cu in the range of 1.0 to 2.5 mass%
  • high high-temperature strength can be obtained in a wide temperature range, and heat fatigue
  • the characteristics are improved, and the decrease in oxidation resistance due to the addition of Cu can be prevented by adding an appropriate amount of A 1 (0.2 to 1.5 mass%).
  • this sheet par was forged into a bar with a cross section of 35 mm X '35 mm, annealed at a temperature of 1030 ° C, machined, and a thermal fatigue specimen with the dimensions shown in Fig. 1 (thermal fatigue). test specimen). Then, as shown in Fig. 2, the restraint ratio is 0.35, and heat treatment is applied repeatedly between 100 ° C and 850 ° C for heating and cooling. ) was measured.
  • the above thermal fatigue The service life is calculated by dividing the load detected at 100 ° C by the cross section of the test piece soaking parallel section shown in Fig. 1, and calculating the stress. The minimum number of cycles when the stress began to decrease continuously with respect to the stress of (cycle). This corresponds to the number of cycles in which a crack occurred in the specimen. As a comparison, the same test was conducted for SUS 44 4 (Cr: 19 mass% -Mo: 2 mass% -Nb: 0.5 mass% steel).
  • Figure 3 shows the results of the thermal fatigue test. From this figure, it is possible to obtain a thermal fatigue life equal to or better than the thermal fatigue life of SUS444 (approximately 1 100 cycles) by adding 11. Om ass% or more of 11 and therefore improve the thermal fatigue characteristics. Shows that it is effective to add ⁇ 11 1111 & 3 s% or more.
  • the above test piece is held in an air atmosphere furnace heated to 950 ° C for 300 hours, the difference in the mass of the test piece before and after the heating test is measured, and the amount of oxidation increase (g / m 2 ) per unit area is calculated. Asked.
  • Figure 4 shows the relationship between the increase in oxidation and the A1 content in the oxidation test in the atmosphere. From this figure, it can be seen that by adding 0.2 mass% or more of A 1, oxidation resistance equivalent to or better than SUS 44 4 (oxidation increase: 27 gZm 2 or less) can be obtained.
  • 2massA3 ⁇ 4 Steel with various amounts added in the range below is melted in the laboratory to form a 50 kg ingot.
  • This ingot is hot-rolled, hot-rolled and annealed, Cold rolling and finishing annealing were performed to obtain a cold-rolled annealed sheet with a thickness of 2 mm. Cut out a 3 Omm x 20 mm test piece from the cold-rolled steel plate obtained as described above, drill a 4 mm diameter hole on the top of the test piece, and use # 320 emery paper to make the surface and end face. After polishing and degreasing, it was subjected to the continuous oxidation test in the following steam atmosphere.
  • the above specimen was bubbled in distilled water maintained at 60 ° C.
  • a gas consisting of 7 vol% CO 2 — lvol% 0 2 — balance N 2 was flowed at 0.5 LZmin to form a steam atmosphere 9
  • the sample was held in a furnace heated to 50 hours for 300 hours, and the difference in the mass of the test piece before and after the heating test was measured to determine the increase in oxidation per unit area (g / in 2 ).
  • Figure 5 shows the relationship between the increase in oxidation and the Si content in the continuous oxidation test in a steam atmosphere.
  • Figure 5 shows that by adding 0.4 mass% or more of 3 1, steam oxidation resistance equivalent to or better than SUS 444 (oxidation increase: 5 1 gZm 2 or less) can be obtained. Based on the above, it was completed after further examination.
  • C is an element effective for increasing the strength of steel, but if it exceeds 0.015 mass%, the toughness and formability deteriorate significantly. Therefore, in the present invention, C is 0.
  • C is preferably 0.001 mass% or more, and more preferably in the range of 0.002 to 0.008 mass%.
  • Si is an element added as a deoxidizer. In order to obtain this effect, 0.05 mass% or more is preferable. Moreover, although it has the effect of improving the oxidation resistance which is the focus of the present invention, the effect as much as A 1 cannot be obtained. On the other hand, 1. Excessive excess of Oma ss% reduces workability. Therefore, the upper limit of the Si amount is 1. Oma ss%.
  • Si is also an important element that improves the oxidation resistance (water vapor oxidation resistance) in a water vapor atmosphere. As shown in Fig. 5, in order to obtain water vapor oxidation resistance equivalent to SUS444. Requires a mass of 0.4% or more. Therefore, when importance is attached to such an effect, it is preferable to add Si in an amount of 0.4 mass% or more. More preferably, it is in the range of 0.4 to 0.8 ma s s%.
  • Mn 1. Oma s s% or less
  • Mn is an element that increases the strength of steel, and also has a function as a deoxidizing agent, so 0.05 mass% or more is preferably added. However, excessive addition makes it easier for the y phase to form at high temperatures and reduces heat resistance. Therefore, in the present invention, Mn is 1. Omas s s% or less. Preferably, it is 0.7 mass% or less.
  • ⁇ P is a harmful element that lowers toughness and should be reduced as much as possible. Therefore, in the present invention, ⁇ P is set to 0.04 Oma s s% or less. Preferably, it is 0,030 m a s s% or less.
  • S is a harmful element that lowers the elongation r value and adversely affects the formability and lowers the corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel, so it should be reduced as much as possible. 9054706 Good. Therefore, in the present invention, S is set to not more than 0.0 1 Oma ss%. Preferably,
  • Cr is an important element effective in improving the corrosion resistance and oxidation resistance that are the characteristics of stainless steel, but if it is less than 16 mass%, sufficient oxidation resistance cannot be obtained.
  • Cr is an element that solidifies and strengthens steel at room temperature, making it harder and lower ductile. Especially when added in excess of 23 ma ss%, the above-mentioned adverse effects become significant, so the upper limit is 23 ma ss% Suppose that Therefore, Cr is in the range of 16-23 ma s s%. More preferably, it is in the range of 16-2 Oma s s%.
  • N is an element that lowers the toughness and formability of steel, and when the content exceeds 0.015 mass%, the above reduction becomes significant. Therefore, N is set to 0.0 1 5 ma s s% or less. N is preferably reduced as much as possible from the viewpoint of ensuring toughness and formability, and is preferably less than 0.01 Omas s s%.
  • Nb forms and fixes carbon nitride with C and N, has the effect of improving corrosion resistance and formability, and intergranular corrosion resistance of welds, and also increases the high temperature strength and improves thermal fatigue properties. It is an element that has fruit. Such an effect is recognized with an additive of 0.3 mass% or more. On the other hand, addition exceeding 0.65 mass s s% facilitates precipitation of the Lav s s phase and promotes embrittlement. Therefore, Nb is in the range of 0.3 ⁇ 0.65 mas s s%. Preferably, it is in the range of 0.4 to 0.55 mass%.
  • Ti like Nb, fixes C and N and has the effect of improving corrosion resistance, formability, and intergranular corrosion of welds.
  • Nb is added and exceeds 0.15 mass%, and the steel is hardened by solid solution hardening. Therefore, the upper limit is set to 0.1 5 mass% in the present invention.
  • Ti is an element that does not need to be added positively. , Ti is easier to bond with N than Nb, and it is easy to form coarse TiN. Coarse T i N tends to be the starting point of cracking and reduces the toughness of hot-rolled sheets. Therefore, when higher toughness is required, it is preferable to limit it to 0.01 mass% or less.
  • Mo is an expensive element and is not actively added for the purpose of the present invention.
  • 0. lma s s% or less may be mixed in from raw materials such as scrap. Therefore,
  • Mo should be 0. lma s s% or less. .
  • W is an element which is not expensive as Mo and is not actively added for the purpose of the present invention. However, sometimes less than 0. lma s s% may be mixed from raw materials such as scrap.
  • W is less than 0. lma s s%.
  • Cu is an extremely effective element for improving thermal fatigue properties. As shown in Fig. 3, to obtain the thermal fatigue characteristics equivalent to or better than SUS444, it is necessary to add Cu at 1.0 m s s% or more. However, if it exceeds 2.5 mass%, ⁇ -Cu precipitates during cooling after heat treatment, hardens the steel, and becomes susceptible to embrittlement during hot working. More importantly, the addition of Cu improves the thermal fatigue resistance, but decreases the oxidation resistance of the steel itself, and overall, the heat resistance decreases. The cause of this is not sufficiently clear, but Cu is concentrated in the decreasing Cr layer immediately below the scale, which suppresses the re-diffusion of Cr, an element that improves the inherent oxidation resistance of stainless steel. It is thought to do. Therefore, Cu is in the range of 1.0 to 2.5 mass%. More preferably, it is in the range of 1.1 to 1.8 ma s s%.
  • A1 is an indispensable element for improving the oxidation resistance of Cu-added steel.
  • SUS 444 which is the object of the present invention
  • addition of 0.2 mass% or more is necessary.
  • the steel becomes hard and the workability decreases, so the upper limit is 1.5m a ss%.
  • PT / JP2009 / 054706 Therefore, A l should be in the range of 0.2 to 1.5 ma ss%.
  • a 1 is preferably in the range of 0.3 to 1. Om ass%.
  • a 1 is an element that forms a solid solution at high temperatures and strengthens the steel, and is particularly effective in increasing strength at temperatures exceeding 800 ° C.
  • Si is not sufficient, the gas component that has penetrated into the steel and A 1 are combined and cannot effectively contribute as a solid solution strengthening element. Therefore, in order to fully exhibit the above effect of A 1 in a water vapor atmosphere, it is preferable to add Si at 0.4 mass% or more.
  • the ferritic stainless steel of the present invention further comprises one or more selected from B, REM, Zr, V, Co, and Ni within the following range. Can be added.
  • B is an element effective for improving workability, particularly secondary workability. This remarkable effect can be obtained by addition of 0.0005 mass% or more. However, if a large amount of addition exceeds 0.003 mass%, BN is formed and workability is lowered. Therefore, when adding B, it should be 0.003 m a s s% or less. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.002 mass%.
  • REM rare earth element
  • Zr are both elements that improve oxidation resistance, and in order to obtain the effect, 0.0 lma ss% or more and 0.05 m ss% or more are added respectively. It is preferable to do this.
  • the addition of more than 0.08 mass% of REM causes the steel to become brittle, and the addition of more than 0.5 Oma s s% of ⁇ causes the Zr intermetallic compound to precipitate and embrittles the steel. Therefore, when adding REM, it is 0.08 m s s% or less, and when adding Zr, it is 0.5 m s s% or less.
  • V ⁇ '. 5 ma s s% or less
  • V is an element effective for improving workability.
  • addition of 0.15 mass% or more is preferable.
  • excessive addition exceeding 0.5 mass% will precipitate coarse V (C, N) and degrade the surface properties of the steel sheet.
  • Co is an element effective in improving toughness, and it is preferable to add 0.02 mass s s% or more.
  • Co is an expensive element, and the above effect is saturated even when added in excess of 0.5 mass%. Therefore, when adding Co, it is preferable to set it as 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.2 ma s s%.
  • N i 0.5 m a s s% or less
  • Ni is an element that improves toughness. In order to acquire the effect, 0.05 mass% or more is preferable. However, Ni is expensive and is a strong ⁇ -phase-forming element, so it generates a ⁇ -phase at high temperatures and reduces oxidation resistance. Therefore, when Ni is added, the content is preferably 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.05 to 0.4 mass%.
  • the method for producing stainless steel of the present invention can be suitably used as long as it is a normal method for producing ferritic stainless steel, and is not particularly limited.
  • steel is produced in a known melting furnace such as a converter or an electric furnace, or further subjected to secondary refinement such as ladle or vacuum refinement to obtain steel having the above-described component composition of the present invention,
  • the molten steel is made into a steel slab (slab) by continuous forging or ingot lump rolling, hot-rolled to hot-rolled sheet, and subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary. It is preferable to produce a cold-rolled annealed plate through steps such as pickling, cold rolling, finish annealing, and pickling.
  • the cold rolling may be performed once or twice or more with intermediate annealing, and the steps of cold rolling, finish annealing, and pickling may be performed repeatedly. Further, depending on the case, the hot-rolled sheet annealing may be omitted, and if the lightness of the steel sheet surface is required, a skin pass may be applied after cold rolling or after finish annealing.
  • the slab heating temperature before hot rolling is 1000 to 1 250 ° C
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is 900 to 1 100 ° C
  • the final annealing temperature is 900 to 1 120 ° C. Is preferred.
  • the ferritic stainless steel of the present invention obtained as described above is then subjected to processing such as cutting, bending, pressing, etc.
  • the stainless steel of the present invention used for the above-mentioned member is not limited to a cold-rolled annealed plate, and may be used as a hot-rolled plate or a hot-rolled plate annealed, and further subjected to descaling as necessary. It may be used.
  • the welding method for assembling the above-mentioned members is not particularly limited, and ordinary arc welding such as MIG (Metal Inert Gas), MAG (Metal Active Gas), TIG (Tungsten Inert Gas), or spot welding. Methods such as electric resistance welding such as welding and seam welding, high-frequency resistance welding used in electrical welding, high-frequency induction welding, and laser welding can be used.
  • Example 1 Example 1
  • Example 1 The remaining steel ingot of 50 kg ingot divided into two in Example 1 was heated to 1 1 70 ° C. and hot-rolled to form a sheet par with thickness: 3 OmmX width: 150 mm. After that, this sheet bar was forged into a par with a cross section of 35 mm x 35 mm, annealed at a temperature of 1030 ° C, machined, and processed into a thermal fatigue test piece with the dimensions shown in Fig. 1. It was subjected to a thermal fatigue test. As a reference example, as in Example 1, WO 2003/004714 pamphlet, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-11795, Japanese Patent Application Publication No. 2000-29 7355, Similarly, a sample was prepared and subjected to a thermal fatigue test.
  • the thermal fatigue life was measured by repeatedly raising and lowering the temperature between 100 ° C and 850 ° C with a restraint ratio of 0.35. At this time, the heating rate and the cooling rate are 10 ° CZsec respectively, the holding time at 100 is 2 min, and the holding time at 850 ° C Was 5 min.
  • the thermal fatigue life is calculated by dividing the load detected at 100 ° C by the cross-sectional area of the soaking parallel part of the specimen and sealing it with the stress of the previous cycle. And stress began to fall The minimum number of cycles was 4706.
  • Table 2 summarizes the results of the thermal fatigue test of Example 2 and the results of the continuous oxidation test in the atmosphere of Example 1 and the results of the continuous oxidation test in a steam atmosphere.
  • all of the steels of the inventive examples conforming to the present invention have oxidation resistance and thermal fatigue characteristics that are equal to or better than SUS 4 4 4. Meet.
  • the comparative steels that are outside the scope of the present invention or the steels of the prior art reference examples are not excellent in both oxidation resistance and thermal fatigue characteristics at the same time, and the objective of the present invention has been achieved. Not in. Industrial applicability
  • the steel of the present invention is not only suitable for exhaust system members such as automobiles, but also suitable for solid oxide type fuel cell members for exhaust system members of thermal power generation systems that require similar characteristics. Can be used.
  • Reference Example 1 Invention Steel No. 3 of WO2003 / 004714
  • Reference Example 2 Invention Steel No. 7 of Kai 2006-117985
  • Reference Example 3 Invention Steel No. 5 of Kai 2000-297355

Abstract

ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、耐酸化性と耐熱疲労特性とが共に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。具体的には、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６～２３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．３～０．６５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０～２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２～１．５ｍａｓｓ％を含有し、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。

Description

明細書 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼 技術分野 ,
本発明は、 C r含有鋼に係り、 とくに自動車（automobile)やオートパイ（motorcycle )の排気管（exhaust pipe)、 コンバーターケース（converter case) )や火力発電プラン 卜（thermal electric power plant)の排気ダク (exhaust air duct)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、 高い熱疲労特性（thermal fatigue resistan ce)と耐酸化性（oxidation resistance)とを兼ね備えるフェライト系ステンレス鋼（fer ritic stainless steel)に関するものである。 背景技術
自動車の排気系環境下で使用されるェキゾーストマ二ホールド（exhaust manifold) 、 排気パイプ、 コンバーターケース（converter case), マフラー（muff ler)等の排気系 部材には、 熱疲労特性や耐酸化性 （以下、 両特性をまとめて 「耐熱性 (heat resistanc e)j 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、 N bと S iを添加した、 例えば、 Ty p e 429 (14 C r - 0. 9 S ί -0. 4Nb系） のような C r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（exhaust gas temperature)が 900°Cを超えるような 温度まで上昇してくると、 Ty p e 429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を添加して高温耐カ（high temperature proof str ess)を向上させた C r含有鋼や、 J I S G 4305に規定される S U S 444 (1 9C r一 0. 5 Nb - 2Mo) 、 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、 特開 2004— 0 1 8921号公報参照） 。 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。 髙価な元素である Moや Wを用いない耐熱性（heat resistance)に優れた材料として は、 例えば、 WO 2003/004714号パンフレツトには、 10〜20ma s s % C r鋼に、 N b ： 0. 5 Oma s s %以下、 Cu : 0. 8〜2. Oma s s %、 V ： 0. 03〜0. 2 Oma s s %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、 また特開 2006— 1 1 7985号公報には、 1 0〜20ma s s % C r鋼に、 T i : 0. 05〜0. 30ma s s%、 Nb : 0. 1 0〜0. 60ma s s%、 Cu : 0. 8〜2. 0 m a s s %, B ： 0. 0005〜0. 02ma s s%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、 また特開 2000-29 7355号公報には、 1 5〜25ma s s %C r鋼に、 Cu ： l〜3ma s s %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。 これらの鋼 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。
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の技術のように Cu を添加した場合には、 耐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。
そこで、 本発明の目的は、 Cu添加による耐酸化性の低下を防止する技術を開発す ることによって、 Moや W等の高価な元素を添加することなく、 耐酸化性と耐熱疲労 特性とが共に優れる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 「優れた耐酸化性と耐熱疲労特性」 とは、 SUS 444と同等以上の特性を 有すること、 具体的には、 耐酸化性は、 950°Cにおける耐酸化性が、 また、 熱疲労 特性は、 1 00— 8 50°C間での繰り返しの熱疲労特性が、 SUS 444と同等以上 であることをいう。 発明の開示
1. 本発明は、 C： 0. 01 5m a s s %以下、 S i ： 1. Oma s s %以下、 Mn : 1. Oma s s %以下、 P : 0. 04m a s s %以下、 S : 0. 01 0 m a s s % 以下、 C r : 1 6〜23ma s s %以下、 N : 0. 01 5 m a s s %以下、 N b : 0 9054706
. 3〜0. 65ma s s %、 T i : 0. 1 5 m a s s %以下、 Mo ： 0. 1 m a s s %以下、 W : 0 · 1 m a s s %以下、 Cu : l. 0〜2. 5 m a s s %, A 1 ： 0. 2〜1. 5ma s s %を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなるフェライ ト系ステンレス鋼である。
2. 本発明のフェライト系ステンレス鋼は、 上記の成分組成に加えてさらに、 B ： 0. 003 m a s s %以下、 REM : 0. 08ma s s %以下、 Z r ： 0. 5 m a s s %以下、 V : 0. 5ma s s %以下、 C o : 0. 5ma s s %以下おょぴ N i ： 0
. 5ma s s %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。
3. 本発明のフェライト系ステンレス鋼は、 上記 1または、 2に記載の成分におい て、 さらに、 好ましくは S i ： 0. 4〜1. Oma s s %であることを特徴とする。
4. 本発明のフェライト系ステンレス鋼は、 上記 1または、 2に記載の成分におい て、 さらに、 好ましくは S i : 0. 4〜1. Oma s s %、 および T i ： 0. 0 1m a s s %以下であることを特徴とする。
本発明によれば、 高価な Moや Wを添加することなく、 SUS 444と同等以上の 耐熱性 （熱疲労特性、 耐酸化性)， 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用いて好適である。 図面の簡単な説明
図 1：熱疲労試験片を説明する図である。
図 2：熱疲労試験における温度、 拘束条件 （restraining conditions) を説明する図 である。
図 3：熱疲労特性に及ぼす C u添加量の影響を示すグラフである。
図 4:耐酸化性 （酸化増量 （weight gain by oxidation) ) に及ぼす A 1添加量の影 響を示すグラフである。
図 5 ：耐水蒸気酸化特性 （酸化増量） に及ぼす S i添加量の影響を示すグラフであ る。 2009/054706
発明を実施するための最良の形態
発明者らは、 従来技術が抱える Cu添加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、 耐酸化性と疲労特性とが共に優れるフェライト 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. 6 5 ma s s %, Cuを 1. 0〜2. 5 m a s s %の範囲で複合添加することによって、 幅広い温度域で高い高温強度が得られ、 耐熱疲労特性が改善されること、 また、 Cu 添加による耐酸化性の低下は、 適正量の A 1 (0. 2〜1. 5ma s s%) を添加す ることにより防止し得ること、 したがって、 Nb, Cuおよび A 1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、 SUS 444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、 本発明を開発した。 発明者らは、 さらに、 実際にェキゾ一ストマニフォ一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、 S i量を適正化 （0. 4~1. Oma s s%) することにより、 水蒸気 雰囲気中（in water vapour atmosphere)における耐酸化性 （以下、 耐水蒸気酸化特性 と呼ぶ） も SUS 444と同等以上となることを見出し、 本発明を開発した。
まず、 本発明を開発するに至った基礎実験について、 説明する。
C： 0. 005〜0. 00 7ma s s%、 N : 0. 00 ：〜 0. 006ma s s % 、 S i ： 0. 3 m a s s %、 Mn ： 0. 4 m a s s %、 C r ： 1 7 m a s s %、 N b : 0. 45ma s s%、 A 1 ： 0. 35 m a s s %の成分組成をベースとし、 これに Cuを 0〜3ma s s %の範囲内で変化させて鋼を実験室的に溶製して 50 k g鋼塊 とし、 1 1 70°Cに加熱後、 熱間圧延して厚さ ： 3 OmmX幅： 1 5 Ommのシート パーとした。 その後、 このシートパーを鍛造し、 断面が 35 mm X' 35 mmのバーと し、 1030°Cの温度で焼鈍後、 機械加工し、 図 1に示したような寸法の熱疲労試験 片（thermal fatigue test specimen)を作製した。 そして、 図 2に示したような、 拘束 率（restraint ratio) ： 0. 35で 100°C— 850°C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（thermal fatigue life)を測定した。 なお、 上記熱疲労 寿命は、 1 00°Cにおいて検出された荷重（load)を、 図 1に示した試験片均熱平行部 の断面積（cross 'section)で割って応力（stress)を算出し、 前のサイクル（cycle)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（crack)が発生したサイクル数に相当する。 なお、 比較として、 SUS 44 4 (C r ： 1 9ma s s %-Mo ： 2 m a s s % - N b : 0. 5 m a s s %鋼） につ いても、 同様の試験を行った。
図 3は、 上記熱疲労試験の結果を示したものである。 この図から、 11を1. Om a s s %以上添加することにより、 SUS 444の熱疲労寿命 （約 1 100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 、 < 11を1111 & 3 s %以上添加することが有効であることがわかる。
次に、 C： 0. 006 m a s s %、 N： 0. 007ma s s %、 Mn : 0. 4 m a s s%、 S i ： 0. 3 m a s s %, C r ： 1 7 m a s s % N b ： 0. 49 m a s s %、 C u : 1. 5ma s s %の成分糸且成をベースとし、 これに A 1を 0〜2ma s s %の範囲内で添加した鋼を実験.室的に溶製して 50 k g鋼塊とし、 この鋼塊を、 熱間 圧延（hot rolling)し、 熱延板焼鈍し、 冷間圧延（cold rolling)し、 仕上焼鈍（finishi ng annealing)して、 板厚 2 mm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 3 OmmX 20 mmの試験片を切り出し、 この試験片上部に 4 mm φの穴をあけ 、 表面および端面を # 320のェメリー紙（emery paper)で研磨し、 脱脂後、 下記の試 験に供した。
く大気中での連続酸ィ匕試験（continuous oxidation test in air) >
上記試験片を、 950°Cに加熱された大気雰囲気の炉中に 300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/m2) を求めた。
図 4は、 大気雰囲気中での酸化試験における酸化増量と A1含有量との関係を示した ものである。 この図から、 A 1を 0. 2ma s s %以上添加することで、 SUS 44 4と同等以上の耐酸化性 （酸化増量： 27 gZm2以下） が得られることがわかる。 次に、 C : 0. 006ma s s%、 N : 0. 007 m a s s °/0 M n ： 0. 2ma s s 0ん A 1 ： 0. 45 m a s s %, C r ： 1 7 m a s s %N N b ： 0. 49 m a s s %、 C u : 1. 5ma s s %の成分,钽成をベースとし、 これに S iを 1. 2massA¾ 下の範囲で種々の量を添加した鋼を実験室的に溶製して 50 k g鋼塊とし、 この鋼塊 を、 熱間圧延 (hot rolling)し、 熱延板焼鈍し、 冷間圧延（cold rolling)し、 仕上げ焼 鈍（finishing annealing)して、 板厚 2 mm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 3 OmmX 20 mmの試験片を切り出し、 この試験片上部に 4 mm φ の穴をあけ、 表面およぴ端面を # 320のェメリー紙（emery paper)で研磨し、 脱脂後 、 下記の水蒸気雰囲気中での連続酸化試験に供した。
<水蒸気雰囲気中での連続酸化試験 >
上記試験片を、 60°Cに維持した蒸留水中にパプリング（bubbling)した 7vol%CO 2— lvol%02—残部 N2からなるガスを 0. 5 LZm i nで流して、 水蒸気雰囲気と した 9 50 に加熱された炉中に 300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/in2) を求めた。
図 5は水蒸気雰囲気中での連続酸化試験における酸化増量と Si含有量との関係を示 したものである。 図 5力 ら、 3 1を0. 4mass%以上添加することで、 SUS 444 と同等以上の耐水蒸気酸化性 （酸化増量： 5 1 gZm2以下) が得られることがわかる 本発明は、 上記知見に基づき、 さらに検討を加えて完成したものである。
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. 0 1 5ma s s %以下
Cは、 鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、 0. 0 1 5m a s s %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.
0 1 5ma s s%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. 008ma s s %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は 0. 00 1 ma s s %以上であることが好ましく、 より好 ましくは、 0. 002~0. 008m a s s %の範囲である。
S i ： 1. Oma s s %以下 S iは、 脱酸材として添加される元素である。 この効果を得るためには、 0. 05 ma s s%以上が好ましい。 また、 本発明が主眼とする耐酸化性を向上する効果も有 するが、 A 1ほどの効果は得られない。 一方、 1. Oma s s %を超える過剰の添カロ は、 加工性を低下させる。 よって、 S i量の上限は 1. Oma s s%とする。
ただし、 S iは、 水蒸気雰囲気中での耐酸化性 （耐水蒸気酸化性） を向上させる重 要な元素でもあり、 図 5に示したように、 SUS 444と同等の耐水蒸気酸化特性を 得るためには 0. 4mass%以上の添カ卩が必要である。 したがって、 かかる効果を重要 視する場合には、 Siの含有量は 0. 4mass%以上添加するのが好ましい。 より好まし くは、 0. 4〜0. 8ma s s %の範囲である。
Siが、 上記のように耐水蒸気酸化性を向上させる原因は、 まだ十分に解明されてい ないが、 S iを 0. 4ma s s%以上添加することで、 鋼板表面に緻密な S i酸化物 相が連続的に生成し、 外部からのガス成分 （¾0, C02, 02) の侵入を抑制することで耐 水蒸気酸化特性が向上するものと考えられる。 より厳しい耐水蒸気酸化性が求められ る場合には、 S iO. 5ma s s%以上とするのが望ましい。 （下線部を補充願い ます）
Mn ： 1. Oma s s %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ため、 0. 05ma s s %以上添加するのが好ましい。 しかし、 過剰な添加は、 高温で y相 が生成しやすくなり、 耐熱性を低下させる。 よって、 本発明では、 Mnは 1. Oma s s%以下とする。 好ましくは、 0. 7ma s s %以下である。
P ： 0. 040 m a s s %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は 0. 04 Oma s s %以下とする。 好ましくは、 0, 030m a s s %以下である。
S ： 0. 0 1 Om a s s %以下
Sは、 伸ぴゃ r値を低下し、 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 9054706 ましい。 よって、 本発明では、 Sは 0. 0 1 Oma s s %以下とする。 好ましくは、
0. 005ma s s %以下である。
C r : 1 6〜23ma s s%
C r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、 1 6ma s s %未満では、 十分な耐酸化性が得られない。 一方、 C r 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 23 ma s s%を超えて添加すると、 上記弊害が顕著となるので、 上限は 23ma s s %とす る。 よって、 C rは、 16〜23ma s s %の範囲とする。 より好ましくは、 1 6〜 2 Om a s s %の範囲である。
N： 0. 01 5ma s s %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. 01 5m a s s %を超 えて含有すると、 上記低下が顕著となる。 よって、 Nは 0. 0 1 5ma s s %以下と する。 なお、 Nは、 靱性、 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. 0 1 Oma s s %未満とするのが望ましい。
Nb ： 0. 3~0. 65 m a s s %
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. 3ma s s %以上の添カ卩で認められ る。 一方、 0. 65ma s s %を超える添加は、 L a v e s相が析出しやすくなり、 脆化を促進する。 よって、 Nbは 0· 3〜0. 65ma s s %の範囲とする。 好まし くは、 0. 4~0. 55ma s s %の範囲である。
T i ： 0. 1 5ma s s %以下
T i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を添加している本発明の 成分系では、 0. 1 5ma s s %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。 よって、 本発明では上限を 0. 1 5ma s s %とする。
なお、 本発明においては、 T iは、 特に積極的に添加する必要のない元素であるが 、 T iは Nbと比べて Nと結合しやすく粗大な T i Nを形成しやすい。 粗大な T i N は亀裂発生の起点となりやすく、 熱延板の靭性を低下させる。 したがって、 より高い 靭性を求められる場合には、 0. 01 ma s s%以下に制限するのが好ましい。
Mo ： 0. lma s s %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. lma s s %以下混入することがある。 よって、
Moは 0. lma s s%以下とする。 .
W： 0. 1 ma s s %以下
Wは、 Moと同様に髙価な元素であり、 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. lma s s %以下混入することがある
。 よって、 Wは 0. lma s s %以下とする。
C u ： 1. 0〜2. 5 m a s s %
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、 S U S 444と同等以上の耐熱疲労特性を得るには、 C uを 1. 0 m a s s %以上添加 することが必要である。 しカ し、 2. 5 ma s s %を超える添加は、 熱処理後の冷却 時に ε— Cuが析出し、 鋼を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の添加は、 耐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、 十分に明らかとはなっていないが、 生成したスケール直下の脱 C r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 C rの再拡散を抑 制するためと考えられる。 よって、 Cuは、 1. 0〜2. 5ma s s%の範囲とする 。 より好ましくは、 1. 1〜1. 8ma s s %の範囲である。
A 1 ： 0. 2〜1. 5ma s s %
A 1は、 図 4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。 特に、 本発明の目的である SUS 444と同等以上の耐酸化性を得る には 0. 2ma s s %以上の添加が必要である。 一方、 1. 5ma s s%を超えて添 加すると、 鋼が硬質化して加工性が低下するので、 上限は 1. 5m a s s%とする。 P T/JP2009/054706 よって、 A lは 0. 2〜1. 5ma s s %の範囲とする。 より高温で使用される場合 には、 A 1は、 0. 3〜1. Om a s s %の範囲とするのが好ましい。
なお、 A 1は、 高温で固溶し、 鋼を固溶強化する元素でもあり、 特に 800°Cを超 える温度での強度を高める効果が大きい。 しかし前述したように、 S iの添加量が十 分でない場合には、 鋼中に侵入してきたガス成分と A 1とが結合し、 固溶強化元素と して有効に寄与し得なくなる。 したがって、 水蒸気雰囲気中で、 A 1の上記効果を十 分に発現させるためには、 S iを 0. 4ma s s %以上添加するのが好ましい。
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, Z r、 V， C oおよび N iのうちから選ばれる 1種または 2種以上を、 下記 の範囲で添加することができる。
B ： 0. 003ma s s %以下
Bは、 加工性、 とくに 2次加工性を向上させるのに有効な元素である。 この顕著な 効果は、 0. 0005ma s s %以上の添加で得ることができるが、 0. 003 m a s s %を超える多量の添加は、 BNを生成して加工性を低下させる。 よって、 Bを添 加する場合は、 0. 003m a s s %以下とする。 より好ましくは、 0. 0005〜 0. 002ma s s %の範囲である。
REM： 0. 08m a s s %以下、 Z r : 0. 5 m a s s %以下
REM (希土類元素） および Z rはいずれも、 耐酸化性を改善する元素であり、 そ の効果を得るためには、 それぞれ、 0. 0 lma s s %以上、 0. 05ma s s %以 上を添加するのが好ましい。 しかし、 REMの 0. 08ma s s %を超える添加は、 鋼を脆化させ、 また、 τ の . 5 Oma s s %を超える添加は、 Z r金属間化合物 が析出して、 鋼を脆化させる。 よって、 REMを添加する場合は 0. 08m a s s % 以下、 Z rを添加する場合は 0. 5ma s s%以下とする。
V： θ'. 5ma s s %以下
Vは、 加工性の向上に有効な元素であり、 特に、 耐酸化性の向上の効果を得るため には、 0. 1 5ma s s %以上の添加が好ましい。 し力 し、 0. 5ma s s %を超え る過剰な添加は、 粗大な V (C, N) を析出し、 鋼板の表面性状を劣化させる。 よつ て、 Vを添加する場合は、 0. 50 ma s s %以下添加するのが好ましく、 0. 1 5 ~0. 4 m a s s %の範囲で添加するのが、 より好ましい。
C o ： 0. 5ma s s %以下
C oは、 靭性の向上に有効な元素であり、 0. 02ma s s%以上添加するのが好 ましい。 しかし、 C oは、 高価な元素であり、 また、 0. 5ma s s %を超えて添加 しても、 上記効果は飽和する。 よって、 C oを添加する場合は 0. 5m a s s %以下 とするのが好ましい。 より好ましくは、 0. 02〜0. 2 ma s s %の範囲である。 N i ： 0. 5 m a s s %以下
N iは、 靭性を向上させる元素である。 その効果を得るためには、 0. 05ma s s %以上が好ましい。 しかし、 N i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、 耐酸化性を低下させる。 よって、 N iを添加する場合 は、 0. 5ma s s %以下とするのが好ましい。 より好ましくは、 0. 05~0. 4 ma s s %の範囲である。
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鍊、 真空精鍊等の 2次精 鍊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、 その溶鋼を連続铸造法 あるいは造塊一分塊圧延法で鋼片 （スラブ） とし、 熱間圧延して熱延板とし、 必要に 応じて熱延板焼鈍を施し、 さらにその熱延板を酸洗し、 冷間圧延し、 仕上焼鈍し、 酸 洗する等の工程を経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。 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 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。 なお、 上記熱間圧延前のスラブ加熱温度は 1000〜 1 250 °C、 熱延板焼鈍温度は 900〜 1 1 00 °C、 仕上焼鈍温度は 900〜 1 1 2 0°Cの範囲であるのが好ましい。 上記のようにして得た本発明のフェライ ト系ステンレス鋼は、 その後、 それ ぞれの用途の応じて切断加工、 曲げ加工、 プレス加工等の加工を施されて、 自' 動車ゃォートパイの排気管、 コンパーターケースや火力発電プラントの排気ダ タ ト等の高温環境下で使用される各種排気系部材とされる。 なお、 上記部材に 用いる本発明のステンレス鋼は、 冷延焼鈍板に限定されるものではなく、 熱延 板あるいは熱延板焼鈍として用いてもよく、 さらに必要に応じて脱スケール処 理して用いてもよい。 また、 上記部材に組み立てる際の溶接方法は、 特に限定 されるものではなく MIG(Metal Inert Gas) 、 MAG (Metal Active Gas) 、 TIG(T ungsten Inert Gas) 等の通常のアーク溶接や， スポッ ト溶接， シーム溶接等 の電気抵抗溶接、 およぴ電鏠溶接に用いられる高周波抵抗溶接、 高周波誘導溶 接、 レーザ溶接などの方法を用いることができる。 実施例 1
表 1-1およぴ表 1-2に示す成分組成を有する No. 1〜 24の鋼を真空溶解炉で溶製 し、 鎊造して 50 k g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、 1 1 70°Cに加熱後、 熱間圧延して板厚 5 mmの熱延板とし、 1020°Cの温 度で熱延板焼鈍し、 酸洗し、 圧下率 60%の冷間圧延し、 1030°Cの温度で仕上焼 鈍し、 平均冷却速度 20°C/s e cで冷却し、 酸洗して板厚が 2 mmの冷延焼鈍板と し、 下記 2種類の耐酸化性試験に供した。 なお、 参考として、 表 1の No. 25~28の 示した SUS 444および WO 2003/004714号パンフレツト、 特開 200 6- 1 1 7 985号公報、 特開 2000— 297355号公報の発明鋼についても、 上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、 下記の大気中での連続酸化試験おょぴ水蒸気 雰囲気中での連続酸化試験に供した。
く大気中での連続酸ィ匕試験 (continuance oxidation test in air >
上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から 30mm X 20 mmのサンプルを切り出 し、 サンプ Adb部に 4 mm φ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°Cに加熱保持された大気雰囲気の炉内に吊り下げて、 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 54706 との差を求め、 酸化増量 （gZm2) 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。
く 7 蒸気雰囲気中での連続酸化試験 (continuance oxidation test in water vapour atmosphere)
上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から 3 OmmX 2 Ommのサンプルを切り出 し、 サンプ 上部に 4 mm ψの穴をあけ、 表面およぴ端面を # 320のエメリー紙で 研磨し、 脱脂後、 60でに維持した蒸留水中にパブリング（bubbling)した 7vol%CO 2— lvol%02—残部 N2からなるガスを 0. 5 L/m i nで流して水蒸気雰囲気とし た 950°Cに加熱された炉中に 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 （gZm2) 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。 実施例 2
実施例 1において 2分割した 50 k g鋼塊の残り鋼塊を、 1 1 70°Cに加熱後、 熱 間圧延して厚さ ： 3 OmmX幅： 1 50 mmのシートパーとした。 その後、 このシー トバーを鍛造し、 断面が 35 mmX 35 mmのパーとし、 1 030 °Cの温度で焼鈍後 、 機械加工し、 図 1に示した寸法の熱疲労試験片に加工し、 下記の熱疲労試験に供し た。 なお、 参考例として、 実施例 1と同様、 WO 2003/004714号パンフレ ット、 特開 2006— 1 1 7985号公報、 特開 2000— 29 7355号公報の発 明鋼おょぴ SUS 444についても同様に試料を作製し、 熱疲労試験に供した。
<熱疲労試験（thermal fatigue test) >
熱疲労試験は、 拘束率 0. 35で、 100°Cと 8 50°C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（heating rate)および、 降温速 度（cooling rate)は、 それぞれ 10°CZs e cとし、 1 00ででの保持時間は 2 m i n、 850°Cでの保持時間（holding time)は 5 m i nとした。 また、 熱疲労寿命（ther mal fatigue life)は、 100 °C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封して連続的に応力が低下し'始めたと 4706 きの最小のサイクル数とした。
上記実施例 1の大気中での連続酸化試験おょぴ、 水蒸気雰囲気中での連続酸化試験 の結果おょぴ実施例 2の耐熱疲労性試験の結果を表 2にまとめて示した。 表 2から明 らかなように、 本発明に適合している発明例の鋼は、 いずれも S U S 4 4 4と同等以 上の耐酸化特性と耐熱疲労特性を有しており、 本発明の目標を満たしている。 これに 対して、 本発明の範囲を外れる比較例の鋼あるいは先行技術の参考例の鋼は、 耐酸化 特性と耐熱疲労特性の両特性が同時に優れるものはなく、 本発明の目標が達成されて いない。 産業上の利用可能性
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ゃ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。
表 1—1
Figure imgf000017_0001
表 1一 2
Figure imgf000018_0001
(注）参考例 1： WO2003/004714の発明鋼 No.3、 參考例 2:開 2006- 117985 の発明鋼 No.7、 参考例 3:開 2000-297355 の発明鋼 No.5
2
Figure imgf000019_0001
参考例 1： WO2003/004714の発明鋼 No.3. 参考例 2:開 2006- 117985 の発明鋼 No.7 参考例 3：開 2000-297355 の発明鋼 No.5

Claims

請求の範囲
1. C： 0. 0 1 5 m a s s %以下、 S i : 1. 0 m a s s %以下、 Mn ： 1. 0 m a s s %以下、 P : 0. 04ma s s %以下、 S : 0. 0 1 0 m a s s %以下、 C r
: 1 6~23ma s s %以下、 N : 0. 01 5 m a s s %以下、 N b : 0. 3〜 0. 65ma s s%、 T i : 0. 1 5ma s s %以下、 Μο : 0· lma s s %以下、 W
: 0. lma s s 0/。以下、 C u : l. 0〜2. 5ma s s %、 A l : 0. 2〜； I. 5 ma s s%を含有し、 残部が F e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。
2. 上記の成分組成に加えてさらに、 B ： 0. 003ma s s %以下、 REM： 0. 08m a s s %以下、 Z r : 0. 5 m a s s。/。以下、 V : 0. 5ma s s %以下、 C o : 0. 5ma s s %以下おょぴ N i : 0. 5 m a s s %以下のうちから選ばれる 1 種または 2種以上を含有する請求項 1に記載のフェライト系ステンレス鋼。
3. S i ： 0. 4〜1. 0 ma s s %である請求項 1または請求項 2に記載のフェラ ィ ト系ステンレス鋼。
4. S i : 0. 4〜1. Oma s s%および、 T i ： 0. 01 m a s s %以下である 請求項 1または請求項 2に記載のフェライト系ステンレス鋼。
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