WO2009110641A1 - 耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 Download PDF

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WO2009110641A1
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stainless steel
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加藤康
平田知正
中村徹之
宇城工
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a Cr-containing steel, and in particular, an exhaust pipe of a motor vehicle, a exhaust case of a motorcycle, a converter case, and a thermal electric power plant.
  • High heat resistance thermal fatigue resistance, oxidation resistance
  • suitable for exhaust system members used in high-temperature environments such as ducts (exhaust air duct) and base metal
  • the present invention relates to ferritic stainless steel having excellent toughness.
  • Exhaust manifolds, exhaust pipes, compressor cases, mufflers, and other exhaust system members used in the exhaust system environment of automobiles are subject to thermal fatigue, rawness and oxidation resistance (hereinafter referred to as “exhaust manifold”). Both specialties are collectively referred to as “heat resistance.”)
  • heat resistance Both specialties are collectively referred to as “heat resistance.”
  • Cr-containing such as Ty pe 429 (14 C r -0.9 S i -0.4 Nb series)
  • the exhaust gas temperature rises to a temperature exceeding 900 ° C. It was.
  • WO 2003/004714 pamphlet has 10-20 mass% Cr steel, Nb: 0.5 Oma ss% or less, Cu: 0.8-2 Oma ss%, V
  • Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas flow channel members with 0.03 to 0.2 Oma ss% added discloses 10 to 20 ma ss% Cr steel.
  • T i 0.05 to 0.30 ma ss%
  • Nb 0.1 to 0.60 ma ss%
  • Cu 0.8 to 2.
  • B 0.0005 to 0.02 ma ss%
  • No. 7355 discloses ferritic stainless steel for automotive exhaust system parts in which Cu: 1 to 3 mass% is added to 15 to 25 nxas s s% Cr steel. All of these steels are characterized by improved thermal fatigue properties by adding Cu.
  • the object of the present invention is to develop a technique for preventing the decrease in oxidation resistance due to the addition of Cu, thereby improving thermal fatigue characteristics and oxidation resistance without adding expensive elements such as Mo and W. It is to provide a ferritic stainless steel having excellent toughness equivalent to or better than that of Type 429.
  • excellent oxidation resistance and thermal fatigue characteristics J as used in the present invention means that it has the same or better characteristics than SUS 444. Specifically, the oxidation resistance is 9
  • Oxidation resistance at 50 ° C and thermal fatigue characteristics are 100 ° C-8 Repeated thermal fatigue characteristics between 50 ° C and SUS 444 are equivalent or better.
  • the toughness equivalent to Ty pe 429 means that the brittle fracture surface ratio of a cold-rolled sheet with a thickness of 2 mm when it is subjected to a Charpy impact test at 140 ° C is equivalent to Ty pe 429.
  • C 0.0 15 mass% or less
  • Mn 0.5 mass% or less
  • P 0.04 mass% or less
  • Cr 16 to 20 mass% or less
  • N 0.015 mass% or less
  • N b 0.3 to 0.55 mass%
  • T i 0.01 mass% or less
  • Mo 0.1 mass% or less
  • W 0.1 mass% or less
  • Cu l. 0 to 2.5 mass%
  • a 1 0.2 to 1.2 mass%, the balance being Fe and Ferritic stainless steel made of inevitable impurities.
  • the fluorescent 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: It is characterized by containing one or more selected from 0.5 mass% or less, Co: 0.5 mass% or less, and Ni: 0.5 mass% or less.
  • heat resistance thermal fatigue characteristics, oxidation resistance
  • Ty pe 429 presentative components are steels in Table 1
  • Ferritic stainless steel with toughness equivalent to or better than No. 24 can be obtained at low cost. 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 A graph showing the effect of Cu content on thermal fatigue properties.
  • Figure 4 A graph showing the effect of A 1 content on oxidation resistance (weight gain by oxidation).
  • Figure 5 A graph showing the effect of A 1 content on oxidation resistance (spoiling amounts of scale).
  • Fig. 6 Graph showing the effect of Si content on oxidation resistance (scale peeling)
  • Fig. 7 Graph showing the effect of Mn content on toughness (brittle fracture surface ratio) It is.
  • Fig. 8 is a graph showing the effect of A 1 content on toughness (brittle fracture surface ratio).
  • Figure 9 Graph showing the effect of Ti content on toughness (brittle fracture surface ratio).
  • the inventors have prevented the deterioration of oxidation resistance due to Cu addition in the prior art, and without adding expensive elements such as Mo and W, they have excellent thermal fatigue characteristics and oxidation resistance, and are also tough.
  • Nb is changed from 0.3 to 0. & 3 3%, ⁇ 11 in the range of 1.0 to 2.5 mass%, high high-temperature strength can be obtained in a wide temperature range, thermal fatigue characteristics can be improved, and addition of Cu
  • the decrease in oxidation resistance can be prevented by adding more than 0.2 mass% of A 1. Therefore, by controlling Nb, Cu and A 1 within the proper range, Mo and W can be added.
  • 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 the thermal fatigue test specimen with the dimensions shown in Fig. 1 (thermal fatigue test specimen) ) was produced. Then, as shown in Fig. 2, a thermal treatment was performed by repeatedly applying a heat treatment in which a restraint ratio was 0.35 at a temperature of 100 ° C-850 at 100 ° C-850, and the thermal fatigue life was measured. The thermal fatigue life is
  • Figure 3 shows the results of the thermal fatigue test. From this figure, by adding more than 1.0 mass% of ⁇ 11, thermal fatigue life equal to or better than that of SUS 444 (about 1 100 cycles) can be obtained, thus improving thermal fatigue characteristics. It can be seen that it is effective to add Cu by lma ss% or more.
  • a 3 OmmX 20 mm test piece was cut out from the cold-rolled steel sheet obtained as described above, a 4 ⁇ hole was drilled at the top of the test piece, and the surface and end face were polished with # 320 emery paper, degreased. Later, it was subjected to the following test.
  • the above test piece is kept in a furnace at 950 ° C in an air atmosphere for 300 hours and heated. The difference in the mass of the test piece before and after the test was measured, and the increase in oxidation per unit area (gZm 2 ) was determined.
  • Figure 4 shows the measurement results of the increase in oxidation.
  • Fig. 5 shows the measurement results of the amount of scale peeling. From these figures, by adding more than 0.2 mass% of A 1, oxidation resistance equal to or better than SUS 444 (oxidation increase: 27 gZm 2 or less, scale peeling: less than 4 g / in 2 ) Is obtained.
  • C 0.006 ⁇ 0.007ma ss%
  • N 0.00 6 ⁇ 0.00 00 7m ass%
  • S i 0.3ma ss%
  • C r 1 7ma ss%
  • Nb 0.
  • a 50 kg steel ingot was prepared by laboratory smelting steel with various contents of Mn, A 1 and Ti based on the composition of 45 mass% and Cu: 1.5 mass%.
  • the steel ingot was hot-rolled, hot-rolled sheet annealed, cold-rolled, and finish-annealed to obtain a cold-rolled annealed sheet with a thickness of 2 mm.
  • a sub-size Charpy impact test specimen was taken from this cold-rolled annealed plate and subjected to a Charpy impact test at a temperature of 40 ° C. The brittle fracture surface ratio was measured and the toughness was evaluated.
  • Figure 7 shows the effect of Mn content on toughness at A 1: 0.25 mass% and T i: 0.006 mass%.
  • Figure 8 shows the effect of Mn: 0.1 mass% and Ti: 0. The effect of A 1 content on toughness at 0 05 ma ss%.
  • Figure 9 shows the toughness of Ti content at A 1: 25 mass% and Mn: 0.1 mass%. It shows the effect on From these figures, to obtain toughness equivalent to or better than Ty pe 42 9, Mn: 0 ⁇ 3 mass% or less, A 1: 1 ⁇ 2 ma ss ° / 0 or less, T i: 0.0 lma ss% It turns out that it must be:
  • the present invention has been completed by further studying the above findings.
  • 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 set to not more than 0.015 ma s s%. From the viewpoint of ensuring moldability, the lower the C, the better.
  • the lower limit is preferably 0.008 ma s s%.
  • C is preferably 0.001 lma s s% or more. More preferably, it is in the range of 0., 002 to 0.008 ma s s%.
  • Si is added as a deoxidizer. It is preferable to add more than 0.05 mass%. In addition, Si has an effect of improving the oxidation resistance which is the main subject of the present invention, but cannot be as effective as A 1. On the other hand, as can be seen from FIG. 6, excessive addition of Si exceeding 0.5 mass% reduces the scale peel resistance and does not provide oxidation resistance equal to or better than SUS444. Therefore, the upper limit of S i is 0.5 ma s s%.
  • Mn 0.5 ma s s. /. Less than
  • Mn is an element that increases the strength of steel and also has a function as a deoxidizer. It is preferable to add 0.05 mass% or more. However, excessive addition tends to generate ⁇ y phase at high temperatures, which reduces heat resistance. Also, as can be seen from Figure 7, 0.5ina s If added in excess of s%, a toughness equal to or higher than that of Type 4 29 cannot be obtained, and the object of the present invention cannot be achieved. Therefore, in the present invention, Mn is set to 0.5 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 mass% or less. Preferably, it is 0.03 mass% or less.
  • S is a harmful element that lowers the elongation value and adversely affects the formability and lowers the corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, in the present invention, S is set to 0.006 mass s s% or less. Preferably, it is 0.003 s s% or less.
  • Cr is an important element effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance characteristic 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 and hardens' low ductility.In particular, when it exceeds 20% by mass, the above-mentioned adverse effects become significant, and it is equivalent to or higher than Ty pe 429. The toughness cannot be obtained. Therefore: In the present invention, Cr is in the range of 16-20 mass%. Preferably, it is in the range of 16 to 19 mass%.
  • 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 0.01 5 ma s s% or less. Note that N is further reduced when higher toughness is required, and is preferably less than 0.010 mass%.
  • 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 addition of 0.3 mass% or more. 4707. On the other hand, if it exceeds 0.55 mass%, the Laves phase tends to precipitate and the brittleness decreases. Therefore, Nb is in the range of 0.3 to 0.55 mass%. Preferably, it is in the range of 0.4 to 0.5 ma ss%.
  • T i is an element that easily binds to N and forms coarse T i N compared to Nb, and this coarse T i N acts as a notch and significantly reduces toughness. In particular, as shown in FIG. 9, this adverse effect becomes significant when the Ti content exceeds 0.01 mass%. Therefore, in the present invention, it is limited to T 3 ⁇ 40.0.1% or less.
  • Mo is an expensive element and is not actively added for the purpose of the present invention. However, it may be mixed in less than 0.1 ma s s% from the raw material scrap. Therefore, Mo is set to 0.1 m a s s% or less.
  • W is an expensive element like Mo, and is not actively added for the purpose of the present invention. However, it may be mixed in less than 0.1 ma s s% from raw materials such as scrap. Therefore, W is less than 0. lma s s%.
  • Cu is an extremely effective element for improving thermal fatigue properties. As shown in Fig. 3, it is necessary to add Cu in an amount of 1.0 mass% or more in order to obtain thermal fatigue characteristics equivalent to or better than SUS444. However, if the addition exceeds 2.5 mass%, ⁇ -Cu precipitates during cooling after heat treatment, hardens the steel, and tends to cause 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 ss%. 4707
  • Al 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 no toughness equivalent to Ty pe 42 9 can be obtained, so the upper limit is 1.2 mass% To do.
  • it is in the range of 0.3 to 1. Oma s s%.
  • the ferritic stainless steel of the present invention further contains one or more selected from B, REM, Zr, V, Co and Ni in 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 0.005 5 mass% or more. However, if it exceeds 0.03 mass%, BN is formed and workability is lowered. Therefore, when adding B, it should be 0.003 mass s s% or less. More preferably, it is in the range of 0.0 0 0 5 to 0.002 ma s s%.
  • REM rare earth element
  • Zr are both elements that improve oxidation resistance, and can be added as necessary in the present invention.
  • the addition of more than 0.08 mass% of REM causes the steel to become brittle, and the addition of more than 0.5 mass% of Z ⁇ causes the Zr intermetallic compound to precipitate, making the steel brittle. Therefore, when adding REM, it should be less than 0.08 mass%, and when adding Zr, it should be less than 0.5 mass%.
  • V 0.5ma s s% or less
  • V is an element effective for improving workability and oxidation resistance.
  • V is preferably added in an amount of 0.15 mass% or more. Force and 0.5 mas Excessive addition exceeding s% precipitates coarse V (C, N) and degrades the surface properties. Therefore, when V is added, it is preferable to add 0.5 mass% or less, and it is preferable to add in the range of 0.15 to 0.4 mass%.
  • 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 be 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.2 ma s s%.
  • N i 0.5ma s s% or less
  • Ni is an element that improves toughness. In order to obtain the effect, 0.05 mass s s% 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 ma s s%.
  • the method for producing stainless steel of the present invention can be suitably used as long as it is an ordinary method for producing fluorescent 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 when the gloss of the steel sheet surface is required, a skin pass may be applied after cold rolling or after finishing annealing.
  • the slab heating temperature before hot rolling is 1000-1250 ° C
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is 900-1100 ° C
  • the final annealing temperature is 900-1 1 2 4707
  • a range of 0 ° C. is preferred.
  • the ferritic stainless steel of the present invention obtained as described above is then subjected to processing such as cutting, bending, and pressing according to the respective use, and the exhaust pipe of an automobile car pie. It is considered as various exhaust system members used in high temperature environments such as a compressor case and an exhaust duct of a thermal power plant.
  • 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 normal 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.
  • the mass of the sample after the test was measured, the difference from the pre-test mass measured in advance was determined, and the scale peeling amount (g / m 2 ) was determined. Each test was conducted twice, and the oxidation resistance was evaluated using the average value.
  • Example 1 The remaining steel ingot of 50 kg copper ingot divided into two in Example 1 was heated to 1 1 70 ° C. and hot-rolled to obtain a sheet par of thickness: 3 OmmX width: 150 mm. The sheet par was then forged into a 35 mm par, annealed at a temperature of 1 0303 ⁇ 4, machined, and processed into a thermal fatigue test piece with the dimensions shown in Fig. 1 for the following thermal fatigue test. Provided. As reference examples, as in Example 1, SUS 444, Type 429, and WO 2003/004714 pamphlet, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-1-17985, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-297355. Similarly, a sample was prepared and subjected to a thermal fatigue test. ⁇ Thermal fatigue test> ⁇
  • the thermal fatigue life was measured by 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 ° O sec and the holding time at 100 ° C is 2 mi. n The holding time at 85 ° 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 calculating the stress continuously. Therefore, the minimum number of cycles when the stress began to decrease was determined.
  • Table 2 summarizes the results of the atmospheric continuous oxidation test, the atmospheric repeated oxidation test, and the Charpy impact test of Example 1 and the thermal fatigue resistance test of Example 2.
  • all of the steels of the inventive examples suitable for the present invention have oxidation resistance and thermal fatigue characteristics equal to or better than SUS 4 4 4, and It has toughness equal to or better than 29 and meets the goals of the present invention.
  • comparative steels outside the scope of the present invention or prior art reference steels are not excellent in both oxidation resistance and heat fatigue resistance and toughness of the base metal. The target characteristics of the invention are not obtained. Industrial applicability
  • the steel of the present invention is not only suitable for exhaust system members such as automobiles, but is also suitable as a solid oxide type fuel cell member for an exhaust system member of a thermal power generation system that requires 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 of Kai 2000-297355 o.5

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  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、熱疲労特性と耐酸化性に優れると共に、Ｔｙｐｅ４２９と同等以上の靭性を有す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：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００６ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６～２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．３～０．５５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０～２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２～１．２ｍａｓｓ％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
耐熱性と靭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)ゃォートパイ（motorcycle )の排気管（exhaust pipe)、 コンパ一ターケース （converter case)や火力発電プラン ト（thermal electric power plant)の排気ダクト（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、 高い耐熱性 （耐熱疲労特性 (thermal fatigu e resistance)、 耐酸化性（oxidation resistance)) と母材の靭性（toughness)に優れ るフェライト系ステンレス鋼（ferritic 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、 コンパ一ターケース、 マフラー（muffler)等の排気系部材には、 熱疲労 特ゃ生や耐酸化性 （以下、 両特 ι·生をまとめて 「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 S iを添加した 、 例えば、 Ty p e 429 (14 C r -0. 9 S i -0. 4Nb系） のような C r含 有鋼が多く使用されている。 し力 し、 エンジン性能の向上に伴って、 排ガス温度（exha ust 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を添加して髙温耐力（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 9 C r -0. 2Nb - 1. 8Mo) 、 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— 01892 1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。
高価な元素である 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、 1 0〜20ma s s % C r鋼に、 Nb : 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. 10〜0. 60ma s s%、 Cu： 0. 8 ~ 2. Oma 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、 15~25nxa 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。
し力 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。 また、 SUS
444は、 Ty ρ e 429に比べて C rの含有量が高く、 かつ多量の Moが添加され ているため、 母材の靭性に劣るという問題点も残存していた。
そこで、 本発明の目的は、 C u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、 熱疲労特性と耐酸化 性に優れると共に、 Ty p e 429と同等以上の靭性を有す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 J 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、 9
50°Cにおける耐酸化性が、 また、 熱疲労特性は、 100°C— 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。 また、 Ty p e 42 9と同等の靭性とは、 板厚 2mmの冷延板を一 40 °Cでシャルピー衝撃試験したとき の脆性破面率が Ty p e 429と同等であることをいう。 発明の開示 本発明は、 C : 0. 0 1 5m a s s %以下、 S i .: 0. 5 m a s s %以下、 Mn ： 0. 5 m a s s %以下、 P : 0. 04ma s s %以下、 S : 0. 006 m a s s %以 下、 C r ： 1 6〜20ma s s %以下、 N : 0. 01 5 m a s s %以下、 N b : 0. 3〜0. 55ma s s %、 T i : 0. 01 m a s s %以下、 Mo ： 0. 1 m a s s % 以下、 W : 0. 1 ma s s %以下、 Cu : l. 0〜2. 5 m a s s %, A 1 ： 0. 2 ~1. 2ma 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。
また、 本発明のフヱ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. 5 m a s s %以下および 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。
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） を有すると共に、 Ty p e 429 (代表成分は、 表 1の鋼 No. 24参照） と同等以上の靱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 める。 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 Cu含有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含有量の 影響を示すグラフである。
図 5 ：耐酸化性 （スケール剥離量 （spoiling amounts of scale) ) に及ぼす A 1含 有量の影響を示すグラフである。 図 6 ：耐酸化性 （スケール剥離量） に及ぼす S i含有量の影響を示すグラフである 図 7 ：靭性 （脆性破面率 (brittle fracture surface ratio) ) に及ぼす Mn含有 量の影響を示すグラフである。
図 8 ：靭性 （脆性破面率） に及ぼす A 1含有量の影響を示すグラフである。
図 9 ：靭性 （脆性破面率） に及ぼす T i含有量の影響を示すグラフである。 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すると共に、 M oや W等の高価な元素を添加することなく、 熱疲労特性と耐酸化性が優れると共に 、 靭性にも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.
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& 3 3 %、 〇11を1. 0〜2. 5ma 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、 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、 A 1を 0. 2ma s s%以上 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、 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た。 さらに、 Cu， A 1 添加鋼の繰返し酸化試験による耐スケール剥離性は、 S iの添加量を最適化 （0. 5 ma s s %以下） することにより向上すること、 および、 靭性は、 Mn， A 1および T iの添加量を最適化 （Mn : 0. 5ma s s %以下、 A l ： 1. 2 m a s s %以下 、 T i : 0. 0 1 ma s s %以下） することにより、 Ty p e 429と同等以上とす ることができることを見出し、 本発明を完成させた。
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. 007ina s so/o、 N : 0. 004~0. 006ma s s % 、 S i : 0. 3 m a s s %N Mn ： 0. 2 m a s s %, C r ： 1 7 m a s s %s N b ： 0. 45ma s s。/oおよび A 1 : 0. 35 m a s s %からなる成分組成をベースと し、 これに Cuの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、 50 k g鋼塊と し、 1 1 70°Cに加熱後、 熱間圧延して厚さ： 30mmX幅： 1 5 Ommのシートバ 一とした。 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 、 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 1 00°C—850で間を加熱 ·冷却する熱処理を繰り返し 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、
100°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 ½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 444 (C r ：
18m a s s %-Mo ： 2 m a s s %-Nb : 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、 〇11を1. 0 m 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 、 Cuを lma s 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. 006ma s s %、 N : 0. 007 m a s s Mn ： 0. 2m 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 %および Cu : 1. 5ma s s %からなる成分組成をベースとし、 これに A 1の添加 量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、 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 4πιιηφ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。
·連続酸イ匕試験 ^continuous oxidation test in air) >
上記試験片を、 9 50°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 （gZm2) を求めた。
<繰り■返し酸化試験 （cyclic oxidation test in air) >
上記試験片を用いて、 大気中において、 100°CX 1 m i nと 950°CX 25m i nの温度に加熱 ·冷却を繰り返す熱処理を 600サイクル行い、 試験前後における質 量差から、 試験片表面から剥離したスケール量（scale amount) (g/m2) を測定した 。 なお、 上記試験における加熱速度おょぴ、 冷却速度は、 それぞれ 5。C/ s e c、 1 . 5°C/ s e cで行った。
図 4は、 酸化増量の測定結果を示したものである。 また、 図 5は、 スケール剥離量 の測定結果を示したものである。 これらの図から、 A 1を 0. 2ma s s%以上添加 することで、 SUS 444と同等以上の耐酸化性 （酸化増量： 27 gZm2以下、 スケ ール剥離量： 4 g//in2未満） が得られることがわかる。
次に、 C : 0. 006ma s s %、 N : 0. 00 7ma s s %、 Mn : 0. 2 m a s s %、 A 1 : 0. 45 m a s s %、 C r : 1 7 m a s s %、 N b : 0. 49 m a s s %、 Cu ： 1. 5ma s s %からなる成分組成をベースとし、 これに S iの添加量 を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製し、 50 k g鋼塊とし、 上記と同様にして板 厚 2 mmの冷延焼鈍板とし、 上記と同様にして、 線り返し酸化試験を行い、 スケール 剥離量を測定し、 その結果を、 図 6に示した。 これから、 A 1を適正量添加しても、 3 1が0. 5%を超えるとスケール密着性が低下して剥離量が増え、 SUS 444と 同等の耐熱性が得られなくなることがわかった。
最後に、 C : 0. 006~0. 007ma s s %、 N : 0. 00 6〜0. 00 7m a s s %、 S i : 0. 3ma s s %, C r ： 1 7ma s s %, Nb ： 0. 45 m a s s %および Cu : 1. 5m a s s %からなる成分組成をベースとし、 これに Mn， A 1および T iの含有量を種々変化させた鋼を実験室的に溶製し、 50 k g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、 仕上焼鈍して、 板厚 2 mmの 冷延焼鈍板とした。 この冷延焼鈍板から、 サブサイズのシャルピー衝撃試験片（Charpy impact test specimen)を採取し、 一 40 °Cの温度においてシャルピー衝撃試験を行 い、 脆性破面率を測定し、 靭性を評価した。
図 7は、 A 1 : 0. 25ma s s %、 T i : 0. 006ma s s %のときにおける Mn含有量が靭性に及ぼす影響を、 図 8は、 Mn ： 0. 1 m a s s %、 T i ： 0. 0 05ma s s %のときにおける A 1含有量が靭性に及ぼす影響を、 また、 図 9は、 A 1 ： ひ. 25 m a s s %、 Mn ： 0. 1 m a s s %のときにおける T i含有量が靭性 に及ぼす影響を示したものである。 これらの図から、 Ty p e 42 9と同等以上の靭 性を得るには、 Mn ： 0 · 3 m a s s %以下、 A 1 ： 1 · 2ma s s °/0以下、 T i ： 0. 0 lma s s %以下でなければならないことがわかった。
本発明は、 上記知見に、 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. 01 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. 015ma 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 lma s s %以上であることが好ましい。 より好 ましくは 0., 002〜0. 008ma s s %の範囲である。
S i ： 0. 5ma s s %以下
S iは、 脱酸材として添加される。 0. 05ma s s %以上添加するのが好ましい 。 また、 S iは、 本発明が主眼とする耐酸化性を向上する効果を有するが、 A 1ほど の効果は得られない。 一方、 図 6からわかるように、 0. 5ma s s %を超える S i の過剰な添加は、 耐スケール剥離性が低下し、 SUS 444と同等以上の耐酸化性が 得られない。 よって、 S iの上限は 0. 5ma s s %とする。
Mn : 0. 5ma 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。 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。 また、 図 7からわかるように、 0. 5ina s s %を超えて添加すると Ty p e 4 2 9と同等以上の靭性が得られず、 本発明の目的 を達成できない。 よって、 本発明では Mnを 0. 5ma s s %以下とする。
P ： 0. 04ma 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. 04ma s s %以下とする。 好ましくは、 0. 03ma s s %以下である。
S ： 0. 006ma 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 ましい。 よって、 本発明では、 Sは 0. 006ma s s %以下とする。 好ましくは、 0. 003ma s s %以下である。
C r : 1 6~20ma 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、 16ma 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 20m a s s %を超えて含有すると、 上記弊害が顕著となり、 Ty p e 429と同等以上の加 ェ性ゃ靭性が得られなくなる。 よって: 本発明では、 C rは 16~20ma s s %の 範囲とする。 好ましくは、 1 6〜1 9ma s s%の範囲である。
N： 0. 0 1 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. 0 1 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. 01 5ma s s%以下と する。 なお、 Nは、 より高い靭性が求められる場合は、 さらに低減し、 0. 0 10m a s s%未満とするのが好ましい。
Nb ： 0. 3〜0. 55ma 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 %以上の添加で認められ 4707 る。 一方、 0. 55ma s s %を超える添加は、 L a v e s相が析出しやすくなり、 脆性が低下する。 よって、 Nbは 0. 3~0. 55ma s s %の範囲とする。 好まし くは、 0. 4〜0. 5ma s s %の範囲である。
T i ： 0. O lma s s %以下
T iは、 Nbに比べて Nと結合しやすく粗大な T i Nを形成しやすい元素であり、 この粗大な T i Nは、 切り欠けとして作用し、 靭性を著しく低下させる。 特に、 図 9 示したように、 T iの含有量が 0. 0 1 ma s s %を超えると、 この悪影響が顕著と なる。 よって、 本発明では、 T ¾0. 0 1%以下に制限する。
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. 1 ma s s %以下混入することがある。 よって、 Moは 0. 1 m a s s %以下とする。
W： 0. 1 ma s s %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 レ、。 しかし、 原料であるスクラップ等から 0. 1 ma 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。 し力 し、 2. 5m a 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。 4707
A 1 ： 0. 2〜1. 2ma s s %
A lは、 図 4およぴ図 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。 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、 図 8に示したよう に、 1. 2ma s s %を超えて添加すると、 鋼が硬質化して Ty p e 42 9と同等以 上の靱性が得られなくなるので、 上限は 1. 2ma s s %とする。 好ましくは、 0. 3〜1. Oma s s %の範囲である。
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, 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. 0 0 3ma 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. 000 5ma s s %以上の添加で得ることができるが、 0. 0 0 3 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. 00 3ma s s %以下とする。 より好ましくは、 0. 0 0 0 5〜 0. 00 2ma s s %の範囲である。
REM： 0. 0 8ma 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、 本 発明では、 必要に応じて添加することができる。 その効果を得るためには、 それぞれ 、 0. 0 1 ma s s %以上、 0. 05 m a s s %以上添加するのが好ましい。 しかし 、 REMの 0. 0 8ma s s %を超える添加は、 鋼を脆化させ、 また、 Z ΐの0. 5 ma 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。 よつ て、 REMを添加する場合は 0. 0 8ma s s %以下、 Z rを添加する場合は 0. 5 ma s s %以下とする。
V： 0. 5ma s s %以下
Vは、 加工性おょぴ耐酸化性の向上に有効な元素であり、 特に耐酸化性向上の効果 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. 5 m a s s%を超える過剰な添加は、 粗大な V (C, N) を析出し、 表面性状を劣化させる。 よって、 Vを添加する場合は、 0. 5ma s s%以下添加するのが好ましく、 0. 1 5〜0. 4m a s s %の範囲で添加するのが好ましい。
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. 5ma 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. 5ma 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、 フヱ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。 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 4707
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 ク 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に示す成分組成を有する No. 1〜27の鋼を真空溶解炉で溶製し、 鎳造して 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 7 0°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°CZ sで冷却し、 酸洗して板厚が 2 mmの冷延焼鈍板とし、 以下の耐酸化 性試験およぴ衝搫試験に供した。 なお、 参考として、 表 1の No. 28〜 32に示した S US 444, Ty p e 429および WO 2003/0047 14号パンフレツト、 特 開 2006— 1 1 7 985号公報、 特開 2000— 2 9 7355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、 同様の評価試験に供した。
く大 中連 酸化 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 30 mm X 20 mmのサンプルを切り出 し、 サンプル上部に 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 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。
く大気中繰り返し酸化試験 （cyclic oxidation test in air) >
上記各種の冷延焼鈍板から 3 OmmX 20 mmのサンプルを切り出し、 サンプル上 部に 4 mm φ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 、 大気雰囲気中で、 100°Cと 9 50°Cとの間を昇温 ·降温を繰り返す酸化試験を行 つた。 なお、 昇温、 降温速度はそれぞれ 5°CZs e c、 1. 5°C/s e cとし、 保持 時間は 100°Cが 1 m i n、 950 °Cが 25 m i nとし、 これを 600サイクル行つ た。 耐繰り返し酸化性の評価は、 試験後の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、 スケール剥離量 (g/m2) を求めた。 なお、 試験は 各 2回実施し、 その平均値で耐繰り返し酸化性を評価した。
くシャノレピー衝撃試験 >
上記各種の冷延焼鈍板から、 Vノツチを圧延方向に直角に入れたシャルピー衝撃試 験片を各 3本ずつ採取し、 一 40°Cの温度でのシャルピー衝擊試験を行い、 脆性破面 率を測定し、 3本の平均値を求めて、 靱性を評価した。
実施例 2
実施例 1において 2分割した 50 k g銅塊の残りの鋼塊を、 1 1 70°Cに加熱後、 熱間圧延して厚さ ： 3 OmmX幅： 150 mmのシートパーとした。 その後、 このシ ートパーを鍛造し、 3 5 mm口のパーとし、 1 030¾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、 SUS 444、 Ty p e 429および WO 2003/ 004714号パンフレツト、 特開 2006- 1 1 79 85号公報、 特開 2000— 29735 5号公報の発明鋼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 850 °Cの温度間を操り返して昇温 •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 1 0°O s e cとし、 1 00 °Cでの保持時間は 2 m i n、 8 5 0 °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、 1 0 0 °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、 大気中繰返し酸化試験、 シャルピー衝撃試験 の結果および実施例 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いると共に、 T y p e 4 2 9と同等以上の靭 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、 耐熱疲労特性おょぴ母 材の靭性のすべてが同時に優れるものはなく、 本発明の目標とする特性が得られてい 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ィ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 1一 1
Figure imgf000017_0001
2
Figure imgf000018_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 o.5
TJP2009/054707 2
Figure imgf000019_0001
(注） 参考例 1： WO 2003/004714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 5m a s s %以下、 S i : 0. 5 m a s s %以下、 Mn : 0. 5 m a s s %以下、 P : 0. 04ma s s %以下、 S : 0. 006 m a s s %以下、 C r ： 1 6~2 Oma s s %以下、 N : 0. 0 1 5 m a s s %以下、 N b : 0. 3 ~ 0. 55ma s s %、 T i : 0. 0 1 m a s s %以下、 Mo : 0. 1 m a s s %以下、 W : 0. 1 m a s s 0 /。以下、 Cu : l . 0〜2. 5 m a s s % A 1 ： 0. 2〜1. 2 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. 00 3 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. 5 m a 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。
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