WO2011024568A1 - 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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中村徹之
太田裕樹
加藤康
宇城工
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to Cr-containing steel, and in particular, an exhaust pipe of an automobile, a motorcycle, an exhaust pipe, a converter case, and an exhaust duct of a thermal electric power plant.
  • Ferritic stainless steel s steel relates.
  • Exhaust manifolds exhaust pipes, converter cases, mufflers, and other exhaust system members have excellent oxidation resistance, as well as thermal fatigue characteristics and high-temperature fatigue characteristics (hereinafter collectively referred to as “heat resistance”). It is also required to be excellent in the property (referred to as “heat resistance”).
  • the above-mentioned thermal fatigue means that the exhaust system member is repeatedly heated and cooled as the engine is started and stopped (engine of engine operation), but the above member is constrained in relation to surrounding parts. Since it is in a state, thermal expansion / contraction is limited, and thermal strain is generated in the material itself, which means a fatigue phenomenon caused by this thermal strain.
  • the high-temperature fatigue is an exhaust system member that continues to vibrate in a heated state while the engine is running.
  • a fatigue phenomenon caused by accumulation of strain due to this vibration (faguegue phenomena).
  • the former is low-cycle fatigue and the latter is high-cycle fatigue, which are completely different fatigue phenomena.
  • a Cr-containing steel such as Type 429 (14Cr-0.9Si-0.4Nb system) to which Nb and Si are added is often used.
  • the exhaust gas temperature rises to a temperature exceeding 900 ° C., and Type 429 cannot fully meet the required characteristics, especially thermal fatigue characteristics. Yes.
  • Patent Document 2 discloses that 10 to 20 mass% Cr steel, Nb: 0.50 mass% or less, Cu: 0.8 to 2.0 mass %, V: 0.03 to 0.20 mass% added to a ferritic stainless steel for automobile exhaust gas flow path members
  • Patent Document 3 discloses that 10 to 20 mass% Cr steel and Ti: 0.05 to 0.00%.
  • Patent Document 4 discloses a ferritic stainless steel for automotive exhaust system parts in which Cu: 1 to 3 mass% is added to 15 to 25 mass% Cr-containing steel. All of these steels are characterized by improving thermal fatigue properties by adding Cu.
  • Patent Document 5 discloses a ferritic stainless steel whose characteristics are improved by the addition of Al.
  • 13 to 25 mass% Cr steel Ni: 0.5 mass% or less, V: 0.5 mass% or less, Nb: more than 0.5 to 1.0 mass%, Ti: 3x (C + N)
  • Patent Document 6 discloses a heat-resistant ferritic stainless steel for supporting a catalyst obtained by adding Al: 1 to 2.5 mass% and Ti: 3x (C + N) to 20x (C + N) to 10 to 25 mass% Cr steel.
  • Patent Document 7 An Al 2 O 3 film is formed by addition, and excellent oxidation resistance is obtained.
  • 6 to 20 mass% Cr steel Ni: 2 mass% or less, O: 0.008 mass% or less, and any one or more of Ti, Nb, V, or Al is 1 mass% in total.
  • a heat-resistant ferritic stainless steel for hydroforming with the following added is disclosed. By adding Ti, Nb, V or Al, C and N are fixed to form carbonitride, thereby reducing the harmfulness of C and N. It is reduced to improve the moldability.
  • Patent Document 5 even if Al is added to steel with a low Si addition amount, Al preferentially forms oxides or nitrides, and the amount of solid solution decreases, so high high-temperature strength can be obtained. Absent. Further, when a large amount of Al is added exceeding 1.0% as in Patent Document 6, not only the workability at room temperature is remarkably lowered but also the oxidation resistance is lowered because it is easily combined with oxygen. End up. In patent document 7, since the addition amount of either Cu or Al is small or not added, excellent heat resistance cannot be obtained.
  • Patent Documents 5 and 6 high addition strength and excellent oxidation resistance are obtained by adding Al, but the effect cannot be sufficiently obtained only by adding Al, the addition amount and Si addition amount. It has become clear that the balance is important. As in Patent Document 7, when the amount of addition of either Cu or Al is small or not added, excellent heat resistance cannot be obtained.
  • the oxidation resistance of steel has been evaluated only by an oxidation test in a high-temperature dry atmosphere.
  • the oxidizing atmosphere to which the exhaust manifold or the like is exposed during actual use contains a large amount of water vapor, and conventional oxidation tests cannot sufficiently evaluate the oxidation resistance in practical use. Therefore, it is necessary to evaluate and improve the oxidation resistance including the oxidation resistance (hereinafter also referred to as “water vapor oxidation”) in an environment containing water vapor (water vapor atmosphere). It has become clear.
  • an object of the present invention is to add a temperature range ( ⁇ -Cu solid solution temperature) that does not add an expensive element such as Mo or W, prevents a decrease in oxidation resistance due to Cu addition, and becomes a weak point.
  • a temperature range ⁇ -Cu solid solution temperature
  • ferritic stainless steel that excels in both oxidation resistance (including steam oxidation resistance), thermal fatigue properties, and high-temperature fatigue properties There is.
  • excellent in oxidation resistance, thermal fatigue characteristics and high temperature fatigue characteristics means having characteristics equal to or higher than SUS444, specifically, oxidation resistance is at 950 ° C.
  • the thermal fatigue characteristic means that the repeated thermal fatigue characteristic between 100 ° C. and 850 ° C.
  • the high temperature fatigue characteristic means that the high temperature fatigue characteristic at 850 ° C. is equal to or higher than that of SUS444.
  • the inventors have added oxidation resistance (including steam oxidation resistance), heat without adding expensive elements such as Mo and W, and preventing deterioration of oxidation resistance due to Cu addition in the prior art.
  • oxidation resistance including steam oxidation resistance
  • heat without adding expensive elements such as Mo and W
  • preventing deterioration of oxidation resistance due to Cu addition in the prior art.
  • Nb in a range of 0.3 to 0.65 mass%
  • Cu in a range of 1.0 to 2.5 mass%.
  • a decrease in oxidation resistance due to the addition of Cu can be prevented by adding an appropriate amount of Al (0.2 to 1.0 mass%), and the temperature at which the Cu-added steel cannot obtain excellent thermal fatigue characteristics.
  • the present invention (1) C: 0.015 mass% or less, Si: 0.4 to 1.0 mass%, Mn: 1.0 mass% or less, P: 0.040 mass% or less, S: 0.010 mass% or less, Cr: 16 to 23 mass%, Al: 0.2 to 1.0 mass%, N: 0.015 mass% or less, Cu: 1.0 to 2.5 mass%, Nb: 0.3 to 0.65 mass%, Ti: 0.5 mass%
  • Mo 0.1 mass% or less
  • W 0.1 mass% or less
  • Si and Al satisfying Si (mass%) ⁇ Al (mass%), the balance being Fe and inevitable Ferritic stainless steel made of impurities.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is (2) In addition to the above component composition, B: 0.003 mass% or less, REM: 0.08 mass% or less, Zr: 0.50 mass% or less, V: 0.5 mass% or less, Co: 0.5 mass% or less And Ni: one or more selected from 0.5 mass% or less.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is characterized in that the Ti content is more than 0.15 mass% and 0.5 mass% or less.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is characterized in that the Ti content is 0.01 mass% or less.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is characterized in that the V content is 0.01 to 0.5 mass%.
  • the composition further contains Co: 0.5 mass% or less.
  • ferritic stainless steel having heat resistance thermo fatigue characteristics, oxidation resistance, high temperature fatigue characteristics
  • SUS444 JIS G43005
  • the steel of the present invention is suitable for use in exhaust system members such as automobiles.
  • thermal fatigue test piece It is a figure explaining a thermal fatigue test piece. It is a figure explaining the temperature in a thermal fatigue test, and restraint conditions (restoring conditions). It is a graph which shows the influence of the amount of Cu which has on thermal fatigue characteristics. It is a graph which shows the influence of the Al addition amount which affects the oxidation resistance (oxidation increase (weight gain by oxidation) in 950 degreeC. It is a graph which shows the influence of Si addition amount which acts on steam oxidation resistance (oxidation increase). It is a figure explaining a high temperature fatigue test piece. It is a graph which shows the influence of the addition amount of Si and Al which has on high temperature fatigue characteristics. It is a graph which shows the influence of the amount of Al addition on room temperature elongation. It is a graph which shows the influence of the amount of Ti addition on the oxidation resistance (oxidation increase) in 1000 degreeC. It is a graph which shows the influence of V addition amount which affects toughness (brittle fracture surface ratio).
  • C 0.005 to 0.007 mass%
  • N 0.004 to 0.006 mass%
  • Si 0.5 mass%
  • Mn 0.4 mass%
  • Cr 17 mass%
  • Nb 0.45 mass%
  • Al A steel with 0.35 mass% as a base and various amounts of Cu added in the range of 0 to 3 mass% was melted in the laboratory to form a 50 kg steel ingot, heated to 1170 ° C, A sheet bar having a thickness of 30 mm and a width of 150 mm was obtained by hot rolling.
  • the sheet bar is forged to form a bar having a cross section of 35 mm ⁇ 35 mm, and after annealing at a temperature of 1030 ° C., machining is performed, and a thermal fatigue test specimen having the dimensions and shape shown in FIG. 1 is obtained. Produced.
  • the test piece was subjected to heat treatment for heating / cooling between 100 ° C. and 850 ° C. at a restraint ratio (0.35) shown in FIG. 2 to give a thermal fatigue life.
  • the thermal fatigue 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. The number of cycles was the first when the stress began to decrease continuously with respect to the cycle stress. This corresponds to the number of cycles in which cracks have occurred in the test piece.
  • SUS444 Cr: 19 mass% -Nb: 0.5 mass% -Mo: 2 mass% steel.
  • FIG. 3 shows the relationship between the thermal fatigue life and the Cu content in the thermal fatigue test. From this figure, it is possible to obtain a thermal fatigue life (about 1100 cycles) equal to or greater than that of SUS444 by adding Cu by 1.0 mass% or more. Therefore, in order to improve the thermal fatigue characteristics, 1.0 mass% of Cu is required. It turns out that it is effective to add above.
  • C 0.006 mass%, N: 0.007 mass%, Mn: 0.2 mass%, Si: 0.5 mass%, Cr: 17 mass%, Nb: 0.49 mass%, Cu: 1.5 mass%
  • FIG. 4 shows the relationship between the oxidation increase and the Al content in the above test. From this figure, it can be seen that by adding Al in an amount of 0.2 mass% or more, oxidation resistance equivalent to or higher than SUS444 (oxidation increase: 27 g / m 2 or less) can be obtained.
  • C 0.006 mass%, N: 0.007 mass%, Mn: 0.2 mass%, Al: 0.45 mass%, Cr: 17 mass%, Nb: 0.49 mass%, Cu: 1.5 mass%
  • a steel having a component system as a base and various amounts of Si added thereto was melted in the laboratory to obtain a 50 kg steel ingot, which was hot-rolled, hot-rolled and annealed, and cooled. Cold rolling and finish annealing were performed to obtain a cold-rolled annealed sheet having a thickness of 2 mm.
  • FIG. 5 shows the relationship between the oxidation increase in the water vapor-containing atmosphere and the Si content in the above test. From this figure, it can be seen that by adding 0.4 mass% or more of Si, steam oxidation resistance equivalent to or better than SUS444 (oxidation increase: 51 g / m 2 or less) can be obtained.
  • ⁇ High temperature fatigue test> At 850 ° C., a Schenck type fatigue test is performed by applying a bending stress (both swings) of 75 MPa to the steel sheet surface at 1300 Hz to the test piece, and the number of vibrations until fatigue (fatigue life) is measured. High temperature fatigue properties were evaluated.
  • FIG. 7 shows the relationship between the high temperature fatigue life and the difference between the Si and Al contents in the above test. From this figure, in order to obtain a high temperature fatigue life (1.0E + 06) equivalent to or higher than that of SUS444, Si and Al need to contain (Si (mass%) ⁇ Al (mass%)). I understand that.
  • FIG. 8 shows the effect of the amount of Al added on room temperature elongation. It can be seen that the elongation at room temperature decreases with an increase in the amount of Al added, and if it exceeds 1.0 mass%, an elongation (31%) of SUS444 or higher cannot be obtained.
  • a 30 mm ⁇ 20 mm test piece was prepared from the cold-rolled annealed plate, a hole of 4 mm ⁇ was made in the upper part of the test piece, the surface and end face were polished with # 320 emery paper, and after degreasing, the following 1000 ° C.
  • the sample was subjected to an oxidation test. For comparison, the same test was performed for SUS444.
  • ⁇ Atmospheric continuous oxidation test at 1000 ° C> The above test piece is held for 300 hours in an air atmosphere furnace heated to 1000 ° C., the difference in the mass of the test piece before and after the heating test is obtained, and converted to an increase in oxidation per unit area (g / m 2 ). The oxidation resistance was evaluated. In addition, when the oxide film peeled (scale peeling), the peeled scale was also collected and added to the mass after the test.
  • FIG. 9 shows the relationship between the oxidation increase and the Ti content in the oxidation test at 1000 ° C. From this figure, when Ti is 0.01 mass% or less, the scale peeling is remarkable, and abnormal oxidation occurs with an increase in oxidation of 100 g / m 2 or more. However, adding Ti exceeding 0.01 mass% reduces the scale peeling. However, abnormal oxidation does not occur and oxidation resistance (oxidation increase: 36 g / m 2 or less) equal to or higher than SUS444 (oxidation increase: 36 g / m 2 ) can be obtained. It can be seen that by adding Ti exceeding 0.15 mass%, neither abnormal oxidation nor scale peeling occurs, and extremely good oxidation resistance is obtained.
  • V-notch impact test piece having a width of 2 mm was prepared from the cold-rolled annealed plate according to JIS Z0202, a Charpy impact test was performed at -40 ° C. according to JIS Z2242, and the fracture surface was observed to be brittle. The fracture surface ratio was measured.
  • FIG. 10 shows the relationship between the brittle fracture surface ratio and the V addition amount in the impact test. From this figure, it can be seen that by adding V by 0.01 mass% or more, the toughness is remarkably improved and the brittle fracture surface ratio becomes 0%. However, it can be seen that when V is added in excess of 0.5 mass%, the brittle fracture surface ratio is increased and the toughness is decreased.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies.
  • C 0.015 mass% or less
  • C is an element effective for increasing the strength of steel, but when added in excess of 0.015 mass%, the deterioration of toughness and formability becomes significant. Therefore, in this invention, C shall be 0.015 mass% or less.
  • C is preferably 0.008 mass% or less from the viewpoint of securing moldability, and 0.001 mass% or more is preferred from the viewpoint of ensuring strength as an exhaust system member. More preferably, it is in the range of 0.002 to 0.008 mass%.
  • Si 0.4 to 1.0 mass% Si is an important element necessary for improving the oxidation resistance in an atmosphere containing water vapor. As shown in FIG. 5, in order to ensure the steam oxidation resistance equal to or higher than that of SUS444, addition of 0.4 mass% or more is necessary. On the other hand, since excessive addition exceeding 1.0 mass% reduces workability, an upper limit shall be 1.0 mass%. Preferably, it is in the range of 0.4 to 0.8 mass%.
  • Si is an important element for effectively utilizing the solid solution strengthening ability of Al.
  • Al is an element having a solid solution strengthening action at high temperatures and an effect of improving high temperature fatigue characteristics.
  • Si when the content of Al is higher than that of Si, Al preferentially forms oxides and nitrides at high temperatures, and the amount of solid solution Al decreases, so that it cannot sufficiently contribute to solid solution strengthening.
  • Si content when the Si content is higher than Al, Si is preferentially oxidized and a dense oxide layer is continuously formed on the steel sheet surface. Therefore, Al is maintained in a solid solution state without being oxidized or nitrided.
  • Si is added so as to satisfy Si (mass%) ⁇ Al (mass%) in order to obtain a high temperature fatigue characteristic equal to or higher than that of SUS444.
  • Mn 1.0 mass% or less Mn is an element added as a deoxidizer and to increase the strength of steel. In order to acquire the effect, addition of 0.05 mass% or more is preferable. However, excessive addition tends to generate a ⁇ phase at a high temperature and reduces heat resistance. Therefore, Mn is 1.0 mass% or less. Preferably, it is 0.7 mass% or less.
  • P 0.040 mass% or less
  • P is a harmful element that lowers the toughness of steel, and is desirably reduced as much as possible. Therefore, in the present invention, P is set to 0.040 mass% or less. Preferably, it is 0.030 mass% or less.
  • S 0.010 mass% or less
  • S is a harmful element that lowers elongation and r value, adversely affects formability, and lowers 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 0.010 mass% or less. Preferably, it is 0.005 mass% or less.
  • Al 0.2 to 1.0 mass%
  • Al is an element indispensable for improving the oxidation resistance of the Cu-added steel.
  • addition of 0.2 mass% or more is necessary.
  • Al is set in the range of 0.2 to 1.0 mass%.
  • it is in the range of 0.3 to 1.0 mass%.
  • workability is important, it is preferably 0.3 to 0.8 mass%. More preferably, it is 0.3 to 0.5 mass%.
  • Al is an element that dissolves in steel and strengthens by solid solution, and has an effect of increasing high-temperature strength particularly at a temperature exceeding 800 ° C. Therefore, in the present invention, it is intended to improve high-temperature fatigue characteristics. It is an important element. As described above, when the amount of Al added is larger than that of Si, Al preferentially forms oxides and nitrides at a high temperature and the amount of solid solution decreases, so that it does not contribute to strengthening. Conversely, when the amount of Al added is less than that of Si, Si is preferentially oxidized, and a dense oxide layer is continuously formed on the steel sheet surface. This oxide layer acts as a barrier to the inward diffusion of oxygen and nitrogen, and can keep Al in a stable solid solution state. Therefore, the high temperature strength is improved by strengthening the solid solution of Al to improve the high temperature fatigue characteristics. Is possible. Therefore, in the present invention, it is necessary to satisfy Si (mass%) ⁇ Al (mass%) in order to improve high temperature fatigue characteristics.
  • N 0.015 mass% or less
  • N is an element that decreases the toughness and formability of steel. When the content exceeds 0.015 mass%, the above-described decrease becomes significant. Therefore, N is set to 0.015 mass% or less. Note that N is preferably reduced as much as possible from the viewpoint of securing toughness and formability, and is preferably less than 0.010 mass%.
  • Cr 16-23 mass% Cr is an important element effective for improving the corrosion resistance and oxidation resistance, which 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, hardens, and lowers ductility. Particularly, when added in excess of 23 mass%, the above-described adverse effects become remarkable, so the upper limit is set to 23 mass%. Therefore, Cr is added in the range of 16 to 23 mass%. Preferably, it is in the range of 16 to 20 mass%.
  • Cu 1.0 to 2.5 mass% As shown in FIG. 3, Cu is an element that is very effective in improving thermal fatigue characteristics. To obtain thermal fatigue characteristics equivalent to or higher than SUS444, it is necessary to add Cu by 1.0 mass% or more. . However, addition exceeding 2.5 mass% precipitates the ⁇ -Cu phase during cooling after the heat treatment, hardens the steel, and easily causes embrittlement during hot working. More importantly, although the addition of Cu improves the thermal fatigue characteristics, it lowers the oxidation resistance of the steel itself and lowers the heat resistance as a whole.
  • Cu concentrates in the deCr layer formed directly under the scale, and suppresses the re-diffusion of Cr, which is an element that improves the original oxidation resistance of stainless steel. Conceivable. Therefore, Cu is set to a range of 1.0 to 2.5 mass%. The range is preferably 1.1 to 1.8 mass%.
  • Nb 0.3 to 0.65 mass%
  • Nb is an element that forms and fixes carbonitrides with C and N, has an effect of increasing corrosion resistance, formability, and intergranular corrosion resistance of welds, and also increases thermal fatigue characteristics by increasing high-temperature strength. It is. Such an effect is recognized by addition of 0.3 mass% or more. However, addition exceeding 0.65 mass% facilitates precipitation of the Laves phase and promotes embrittlement. Therefore, Nb is set in the range of 0.3 to 0.65 mass%. Preferably, it is in the range of 0.4 to 0.55 mass%. When toughness is required, 0.4 to 0.49 mass% is preferable. More preferably, it is 0.4 to 0.47 mass%.
  • Ti 0.5 mass% or less
  • Ti is an element that is extremely effective in improving the oxidation resistance in the Al-added steel of the present invention, and is particularly used in a high temperature range exceeding 1000 ° C. and requires excellent oxidation resistance. It is an essential additive element in steel.
  • Ti is 0.01 mass%. It is preferable to add in excess.
  • excessive addition exceeding 0.5 mass% saturates the effect of improving the oxidation resistance and causes a decrease in toughness, for example, causing breakage due to bending-bending back repeatedly received in the hot-rolled sheet annealing line. Etc., which will adversely affect manufacturability. Therefore, the upper limit of Ti is 0.5 mass%.
  • the above effect is saturated when it exceeds 0.01 mass%, and the steel is hardened by solid solution hardening, or combined with N as compared with Nb.
  • Ti which is easy to form, forms coarse TiN, becomes a starting point of cracks, and causes a decrease in toughness. Therefore, corrosion resistance, formability, and intergranular corrosion resistance of welds are emphasized, and steel used for applications where oxidation resistance at higher temperatures (for example, 1000 ° C. or higher) is not particularly required, or applications where toughness is particularly required
  • Ti does not need to be positively added, but is preferably reduced as much as possible. Therefore, when used for such applications, Ti is preferably 0.01 mass% or less.
  • Mo 0.1 mass% 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 by 0.1 mass% or less from raw materials such as scrap. Therefore, Mo is set to 0.1 mass% or less.
  • W 0.1 mass% or less W is an expensive element like Mo and is not actively added from the gist of the present invention. However, it may be mixed in by 0.1 mass% or less from raw materials such as scrap. Therefore, W is set to 0.1 mass% or less.
  • one or more selected from B, REM, Zr, V, Co and Ni should be added within the following range. Can do.
  • B 0.003 mass% or less
  • B is an element effective for improving the workability of steel, particularly the secondary workability. This effect can be obtained by addition of 0.0005 mass% or more. However, addition of a large amount exceeding 0.003 mass% generates BN and deteriorates workability. Therefore, when adding B, it is preferable to set it as 0.003 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.0010 to 0.003 mass%.
  • REM 0.08 mass% or less
  • Zr 0.50 mass% or less
  • REM rare earth element
  • Zr 0.50 mass% or less
  • REM rare earth element
  • Zr are both elements that improve oxidation resistance, and can be added as necessary in the present invention.
  • it is preferable to add 0.01 mass% or more and 0.0050 mass% or more, respectively.
  • the addition of more than 0.080 mass% of REM embrittles the steel, and the addition of more than 0.50 mass% of Zr causes the Zr intermetallic compound to precipitate and embrittles the steel. Therefore, when adding REM and Zr, it is preferable to set it as 0.08 mass% or less and 0.5 mass% or less, respectively.
  • V 0.5 mass% or less
  • V is an element effective for improving the workability of steel and an element effective for improving oxidation resistance. Those effects become significant at 0.15 mass% or more. However, excessive addition exceeding 0.5 mass% causes coarse precipitation of V (C, N) and lowers the surface properties. Therefore, when V is added, it is preferably in the range of 0.15 to 0.5 mass%. More preferably, it is in the range of 0.15 to 0.4 mass%.
  • V is an element effective for improving the toughness of steel.
  • Ti-added steel used for applications requiring oxidation resistance of 1000 ° C. or higher can improve toughness. It is extremely effective. This effect can be obtained by addition of 0.01 mass% or more, but addition exceeding 0.5 mass% adversely affects toughness. Therefore, in the Ti-added steel used for applications where toughness is required, V is preferably added in the range of 0.01 to 0.5 mass%.
  • the effect of improving the toughness of V in the Ti-added steel is that a part of TiN of TiN precipitated in the steel is replaced with V, so that it grows as a slow growth rate (Ti, V) N. This is thought to be because the precipitation of coarse nitrides, which causes a decrease in toughness, is suppressed.
  • Co 0.5 mass% or less
  • Co is an element effective for improving the toughness of steel. In order to obtain the effect, addition of 0.0050 mass% or more is preferable. However, Co is an expensive element, and even if added in excess of 0.5 mass%, the above effect is only saturated. Therefore, when adding Co, it is preferable to set it as 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.2 mass%. When excellent cold-rolled sheet toughness is required, the content is preferably 0.02 to 0.2 mass%.
  • Ni 0.5 mass% or less
  • Ni is an element that improves the toughness of steel. In order to acquire the effect, addition of 0.05 mass% or more is preferable. However, since Ni is expensive and is a strong ⁇ -phase forming element, it generates a ⁇ -phase at a high temperature and reduces oxidation resistance. Therefore, when adding Ni, it is preferable to set it as 0.5 mass% or less. More preferably, it is in the range of 0.05 to 0.4 mass%. However, depending on the scrap and alloy composition, 0.10 to 0.15 mass% may be inevitably mixed in unintentionally.
  • 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 melted in a known melting furnace such as a steel converter or an electric furnace, or ladle refining or vacuum refining.
  • the steel having the above-described composition of the present invention through secondary refining and then slab (continuous casting or ingot casting-blooming rolling)) Slab, then hot rolling, hot rolled annealing, pickling, cold rolling ling), finish annealing, pickling, and the like, and can be manufactured in a manufacturing process for forming a cold rolled and annealed sheet.
  • the cold rolling may be one time or two or more cold rolling processes (intermediate annealing), and the steps of cold rolling, finish annealing, and pickling may be repeated. Good. Further, the hot-rolled sheet annealing may be omitted, and skin pass rolling may be performed after cold rolling or finish annealing when surface gloss or roughness adjustment of the steel sheet is required.
  • the steelmaking process for melting steel includes secondary refining of steel melted in a converter or electric furnace by the VOD method (Vacuum Oxygen Decarburization method), etc., and contains the above essential components and components added as necessary Steel is preferred.
  • VOD method Vauum Oxygen Decarburization method
  • the molten steel can be made into a steel material by a known method, it is preferable to use a continuous casting method in terms of productivity and quality.
  • the steel material is preferably heated to 1000 to 1250 ° C. and is hot rolled into a hot rolled sheet having a desired thickness. Of course, hot working can be performed in addition to the plate material.
  • the hot-rolled sheet is then subjected to batch annealing at a temperature of 600 to 800 ° C.
  • the scale may be removed by shot blasting before pickling.
  • the hot-rolled annealed sheet may be a cold-rolled product through a process such as cold rolling.
  • the cold rolling may be performed once, but may be performed twice or more with intermediate annealing in view of productivity and required quality.
  • the total rolling reduction of one or more cold rollings is preferably 60% or more, more preferably 70% or more.
  • the cold-rolled steel sheet is then preferably subjected to continuous annealing (finish annealing) at a temperature of preferably 900 to 1150 ° C., more preferably 950 to 1120 ° C., pickling, and forming a cold-rolled product.
  • finish annealing continuous annealing
  • skin pass rolling or the like may be performed to adjust the shape, surface roughness, or material quality of the steel sheet.
  • the hot-rolled product or cold-rolled product obtained as described above is then cut, bent, stretched, or drawn according to the respective application. Etc., and processed into exhaust pipes of automobiles and motorcycles, converter cases, exhaust ducts of thermal power plants or fuel cell-related members, such as separators, interconnectors, reformers, etc. .
  • the method for welding these 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 High-frequency resistance welding (resistance welding such as spot welding), seam welding (resistance welding), and high-frequency resistance welding (electric resistance welding), high-frequency resistance welding (high-frequency resistance welding) etc.) can be applied.
  • ⁇ High temperature fatigue test> A test piece having the shape and dimensions shown in FIG. 6 was cut out from the various cold-rolled annealed plates obtained as described above, and a 75 MPa bending stress (double swing) was applied to the steel plate surface at 850 ° C. at 1300 Hz. A fatigue test was performed, and the number of vibrations until fatigue (fatigue life) was measured to evaluate high-temperature fatigue characteristics.
  • Example 1 The remaining 50 kg steel ingot divided into two in Example 1 was heated to 1170 ° C. and hot-rolled into a sheet bar having a thickness of 30 mm ⁇ width of 150 mm, and then this sheet bar was forged to give a 35 mm square
  • Each rod was annealed at a temperature of 1030 ° C., machined, processed into a thermal fatigue test piece having the shape and dimensions shown in FIG. 1, and subjected to the following thermal fatigue test.
  • test pieces were prepared in the same manner as described above and used for the thermal fatigue test. did.
  • the thermal fatigue test was performed under the condition that the temperature rise / fall was repeated between 100 ° C. and 850 ° C. while restraining the test piece at a restraint rate of 0.35. At this time, the heating rate and the cooling rate were 10 ° C./sec, the holding time at 100 ° C. was 2 min, and the holding time at 850 ° C. was 5 min. Note that the thermal fatigue life is calculated by dividing the load detected at 100 ° C. by the cross-sectional area of the test piece soaking parallel section (see FIG. 1), and with respect to the stress of the previous cycle. The first cycle number at which the stress began to decrease continuously was used.
  • Table 2 summarizes the results of the continuous oxidation test in the air at 950 ° C. and 1000 ° C. of the above Example 1, the continuous oxidation test in the steam atmosphere and the high temperature fatigue test, and the results of the thermal fatigue test of Example 2. .
  • the steels of the inventive examples (Nos. 1 to 15) adapted to the composition of the present invention are all equivalent to or better than SUS444 (No. 35) at 950 ° C. oxidation resistance and thermal fatigue. It has the characteristics and high temperature fatigue resistance and meets the goal of the present invention.
  • SUS444 No. 9, 12, 13
  • the ferritic stainless steel of the present invention is not only suitable for exhaust system members such as automobiles, but also as exhaust system members for thermal power generation systems and solid oxide type fuel cell members that require similar characteristics. It can be used suitably.

Abstract

ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、かつ、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下を防止することによって、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれにも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、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．４～１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１６～２３％、Ａｌ：０．２～１．０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．０～２．５％、Ｎｂ：０．３～０．６５％、Ｔｉ：０．５％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下を含有し、かつＳｉとＡｌとがＳｉ（％）≧Ａｌ（％）を満たして含有するフェライト系ステンレス鋼。

Description

耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
　本発明は、Ｃｒ含有鋼に係り、とくに自動車（ａｕｔｏｍｏｂｉｌｅ）やオートバイ（ｍｏｔｏｒｃｙｃｌｅ）の排気管（ｅｘｈａｕｓｔ　ｐｉｐｅ）やコンバータケース（ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ　ｃａｓｅ）、火力発電プラント（ｔｈｅｒｍａｌ　ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｐｏｗｅｒ　ｐｌａｎｔ）の排気ダクト（ｅｘｈａｕｓｔ　ａｉｒ　ｄｕｃｔ）等の高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた熱疲労特性（ｔｈｅｒｍａｌ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）、耐酸化性（ｏｘｉｄａｔｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）および高温疲労特性（ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｔｈｅｒｍａｌ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼（ｆｅｒｒｉｔｉｃ　ｓｔａｉｎｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ）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（ｅｘｈａｕｓｔ　ｍａｎｉｆｏｌｄ）や排気パイプ、コンバータケース、マフラー（ｍｕｆｆｌｅｒ）等の排気系部材には、耐酸化性に優れるほか、熱疲労特性や高温疲労特性（以下、これらをまとめて「耐熱性（ｈｅａｔ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）」と呼ぶ。）にも優れることが要求されている。ここで、上記熱疲労とは、エンジンの始動・停止（ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｓｔｏｐ　ｏｆ　ｅｎｇｉｎｅ　ｏｐｅｒａｔｉｏｎ）に伴って排気系部材は加熱・冷却を繰り返し受けるが、上記部材は周辺の部品との関係で拘束された状態にあるため、熱膨張・収縮が制限されて素材自体に熱歪（ｔｈｅｒｍａｌ　ｓｔｒａｉｎ）が発生し、この熱歪に起因した疲労現象のことをいう。また、上記高温疲労（ｈｉｇｈ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｆａｔｉｇｕｅ）とは、エンジン稼動中には、排気系部材は加熱された状態で振動（ｖｉｂｒａｔｉｏｎ）を受け続けるが、この振動による歪の蓄積に起因した疲労現象（ｆａｔｉｇｕｅ　ｐｈｅｎｏｍｅｎａ）のことをいう。前者は低サイクル疲労（ｌｏｗ−ｃｙｃｌｅ　ｆａｔｉｇｕｅ）、後者は高サイクル疲労（ｈｉｇｈ−ｃｙｃｌｅ　ｆａｔｉｇｕｅ）であり、全く異なった疲労現象である。
　このような耐熱性が求められる部材に用いられる素材としては、現在、ＮｂとＳｉを添加したＴｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）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い、排ガス温度（ｅｘｈａｕｓｔ　ｇａｓ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が９００℃を超えるような温度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９では要求特性、特に熱疲労特性を十分に満たすことができなくなってきている。
　この問題に対応できる素材として、例えば、ＮｂとＭｏを添加して高温耐力（ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｐｒｏｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ）を向上させたＣｒ含有鋼や、ＪＩＳ　Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−０．５Ｎｂ−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、特許文献１参照）。しかし、昨今におけるＭｏやＷ等の希少金属（ｒａｒｅ　ｍｅｔａｌ）の異常な価格の高騰や変動を契機として、安価な原料を用いてかつ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ている。
　高価なＭｏやＷを用いない耐熱性に優れた材料としては、例えば、特許文献２には、１０~２０ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｎｂ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．８~２．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０３~０．２０ｍａｓｓ％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、また特許文献３には、１０~２０ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｔｉ：０．０５~０．３０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．１０~０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．８~２．０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００５~０．０２ｍａｓｓ％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、また特許文献４には、１５~２５ｍａｓｓ％のＣｒ含有鋼に、Ｃｕ：１~３ｍａｓｓ％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、特許文献２、３および４のように、Ｃｕを添加した場合には、熱疲労特性は向上するものの、耐酸化性が著しく低下し、総体的には耐熱性が低下してしまう。また、Ｃｕ添加鋼は使用される温度条件によっては優れた熱疲労特性が得られないことがある。
　また、Ａｌ添加による特性向上を図ったフェライト系ステンレス鋼が開示されている。例えば、特許文献５には、１３~２５ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．５超え~１．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：３ｘ（Ｃ＋Ｎ）~０．２５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２~２．５ｍａｓｓ％を添加した自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼が開示され、Ａｌを添加することによって高温強度を上昇させている。特許文献６には、１０~２５ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ａｌ：１~２．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：３ｘ（Ｃ＋Ｎ）~２０ｘ（Ｃ＋Ｎ）を添加した触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼が開示され、Ａｌ添加によってＡｌ２Ｏ３皮膜を形成し、優れた耐酸化性を得ている。特許文献７には、６~２０ｍａｓｓ％Ｃｒ鋼に、Ｎｉ：２ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．００８ｍａｓｓ％以下、かつＴｉ，Ｎｂ、ＶまたはＡｌのいずれか１種または２種以上を合計で１ｍａｓｓ％以下を添加したハイドロフォーム加工用の耐熱フェライト系ステンレス鋼が開示され、Ｔｉ，Ｎｂ、ＶまたはＡｌ添加によってＣ、Ｎを固定し、炭窒化物を形成することで、Ｃ，Ｎの有害性を減じて、成形性を向上させている。
　しかし特許文献５のように、Ｓｉ添加量が低い鋼にＡｌを添加してもＡｌは優先的に酸化物または窒化物を形成してしまい、固溶量が減少するため高い高温強度は得られない。また、特許文献６のように１．０％を超えて多量のＡｌが添加されていると、室温における加工性が著しく低下するのみならず、酸素と結びつきやすいために却って耐酸化性が低下してしまう。特許文献７ではＣｕやＡｌのどちらかの添加量が少ないか、または添加されていないため、優れた耐熱性は得られない。
特開２００４−０１８９２１号公報 ＷＯ２００３／００４７１４号パンフレット 特開２００６−１１７９８５号公報 特開２０００−２９７３５５号公報 特開２００８−２８５６９３号公報 特開２００１−３１６７７３号公報 特開２００５−１８７８５７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２~４に開示された鋼のように、Ｃｕを添加して耐熱性を改善しようとした場合には、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するため、総体的に見ると、耐熱性が低下する傾向があることが明らかとなってきた。さらに、Ｃｕ添加鋼は使用される温度条件，例えば最高温度がε−Ｃｕの固溶温度よりも低い場合には優れた熱疲労特性が得られないことも明らかになっている。
　また、特許文献５および６では、Ａｌ添加によって高い高温強度や優れた耐酸化性を得ているが、ただＡｌを添加しただけではその効果は十分に得られず、その添加量およびＳｉ添加量とのバランスが重要となることが明らかとなってきた。特許文献７のように、ＣｕやＡｌのどちらかの添加量が少ない、もしくは添加されていない場合には、優れた耐熱性は得られない。
　また、従来、鋼の耐酸化性は、高温の乾燥雰囲気下での酸化試験によってのみ評価されてきた。しかし、エキゾーストマニホールド等が実使用時に曝される酸化雰囲気には、多量の水蒸気が含まれており、従来の酸化試験では、実用時の耐酸化性を十分に評価できない。したがって、水蒸気を含む環境下（ｗａｔｅｒ　ｖａｐｏｕｒ　ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ）での耐酸化性（ｏｘｉｄａｔｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）（以降、「水蒸気酸化性」ともいう。）をも含めて耐酸化性を評価、改善する必要があることが明らかとなってきた。
　そこで、本発明の目的は、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、かつ、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下を防止し、かつ弱点となる温度域（ε−Ｃｕの固溶温度よりも低い温度域）での特性を改善する技術を開発することによって、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれにも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。なお、本発明の「耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性に優れる」とは、ＳＵＳ４４４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℃における耐酸化性が、また、熱疲労特性は１００℃−８５０℃間での繰り返し熱疲労特性が、高温疲労特性は８５０℃における高温疲労特性が、ＳＵＳ４４４と同等以上であることをいう。
　発明者らは、ＭｏやＷ等の高価な元素を添加することなく、かつ、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た、耐酸化性（耐水蒸気酸化性を含む）、熱疲労特性および高温疲労特性のいずれにも優れるフェライト系ステンレス鋼を開発するべく鋭意検討を重ねた。その結果、熱疲労特性は、Ｎｂを０．３~０．６５ｍａｓｓ％、Ｃｕを１．０~２．５ｍａｓｓ％の範囲で複合添加することによって幅広い温度域で高温強度が上昇し、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Ａｌ（０．２~１．０ｍａｓｓ％）を添加することによって防止でき、Ｃｕ添加鋼が優れた熱疲労特性を得られない温度域における特性も改善し得るという知見を得た。また、耐水蒸気酸化性は、Ｓｉを適正量（０．４~１．０ｍａｓｓ％）添加することにより大きく改善され、さらに、高温疲労特性もＳｉとＡｌの含有量（ｍａｓｓ％）のバランスを適正化（Ｓｉ≧Ａｌ）することによって改善されることが明らかとなり、Ｎｂ，Ｃｕ，ＡｌおよびＳｉを上記適正範囲に制御することによって初めて、ＭｏやＷを用いることなく、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼が得られることを見出し、本発明を完成した。
　すなわち、本発明は、
（１）Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．４~１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６~２３ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．２~１．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０~２．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３~０．６５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつＳｉとＡｌとがＳｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）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フェライト系ステンレス鋼である。
　また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、
（２）上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：０．５ｍａｓｓ％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）また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｔｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
（４）また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｔｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
（５）また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記Ｖの含有量が０．０１~０．５ｍａｓｓ％であることを特徴とする。
（６）上記（１）に記載の成分組成に加えてさらにＣｏ：０．５ｍａｓｓ％以下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、ＳＵＳ４４４（ＪＩＳ　Ｇ４３０５）と同等以上の耐熱性（熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性）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、本発明の鋼は、自動車等の排気系部材に用いて好適である。
熱疲労試験片を説明する図である。 熱疲労試験における温度、拘束条件（ｒｅｓｔｒａｉｎｉｎｇ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ）を説明する図である。 熱疲労特性に及ぼすＣｕ添加量の影響を示すグラフである。 ９５０℃における耐酸化性（酸化増量（ｗｅｉｇｈｔ　ｇａｉｎ　ｂｙ　ｏｘｉｄａｔｉｏｎ））に及ぼすＡｌ添加量の影響を示すグラフである。 耐水蒸気酸化性（酸化増量）に及ぼすＳｉ添加量の影響を示すグラフである。 高温疲労試験片を説明する図である。 高温疲労特性に及ぼすＳｉとＡｌの添加量の影響を示すグラフである。 室温伸びに及ぼすＡｌ添加量の影響を示すグラフである。 １０００℃における耐酸化性（酸化増量）に及ぼすＴｉ添加量の影響を示すグラフである。 靭性（脆性破面率）に及ぼすＶ添加量の影響を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する契機となった基礎実験について説明する。
　Ｃ：０．００５~０．００７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４~０．００６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＣｕを０~３ｍａｓｓ％の範囲で種々の量を添加した鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ：３０ｍｍ×幅：１５０ｍｍのシートバーとした。その後、このシートバーを鍛造し、断面が３５ｍｍ×３５ｍｍのバーとし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示した寸法、形状の熱疲労試験片（ｔｈｅｒｍａｌ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を作製した。
　次いで、上記試験片を、図２に示した、拘束率（ｒｅｓｔｒａｉｎｔ　ｒａｔｉｏ）：０．３５で１００℃−８５０℃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、１００℃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初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、ＳＵＳ４４４（Ｃｒ：１９ｍａｓｓ％−Ｎｂ：０．５ｍａｓｓ％−Ｍｏ：２ｍａｓｓ％鋼）についても、同様の試験を行った。
　図３は、上記熱疲労試験における熱疲労寿命とＣｕ含有量との関係を示したものである。この図から、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加することにより、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労寿命（約１１００サイクル）が得られる、したがって、熱疲労特性を改善するには、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加するのが有効であることがわかる。
　次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＡｌを０~２ｍａｓｓ％の範囲で種々の量を添加した鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ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（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片の上部に４ｍｍφの穴を開けてから表面および端面を＃３２０のエメリー紙（ｅｍｅｒｙ　ｐａｐｅｒ）で研磨し、脱脂後、下記の連続酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
＜９５０℃における大気中連続酸化試験（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｏｘｉｄａｔｉｏｎ　ｔｅｓｔ　ｉｎ　ａｉｒ）＞
　９５０℃に加熱された大気雰囲気の炉中に、上記試験片を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求め、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐酸化性を評価した。
　図４は、上記試験における酸化増量とＡｌ含有量との関係を示したものである。この図から、Ａｌを０．２ｍａｓｓ％以上添加することで、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性（酸化増量：２７ｇ／ｍ２以下）が得られることがわかる。
　次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．４５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＳｉの添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ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、仕上げ焼鈍して、板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、この試験片上部に４ｍｍφの穴を開け、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
＜水蒸気雰囲気中連続酸化試験＞
　１０％ＣＯ２−２０％Ｈ２Ｏ−５％Ｏ２−残部Ｎ２からなる混合ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流して水蒸気含有雰囲気とした９５０℃に加熱した炉中に、上記試験片を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求めて、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐水蒸気酸化性を評価した。
　図５は、上記試験における水蒸気含有雰囲気中での酸化増量とＳｉ含有量との関係を示したものである。この図から、Ｓｉを０．４ｍａｓｓ％以上添加することにより、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐水蒸気酸化性（酸化増量：５１ｇ／ｍ２以下）が得られることがわかる。
　次に、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＳｉ，Ａｌの添加量を種々に変化させて添加した鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ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２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から図６に示した形状、寸法の疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
＜高温疲労試験＞
　８５０℃において、上記試験片に１３００Ｈｚで鋼板表面に７５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を付与するシェンク式疲労試験（Ｓｃｈｅｎｃｋ　ｔｙｐｅ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ）を行い、破断までの振動回数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
　図７は、上記試験における高温疲労寿命とＳｉとＡｌの含有量の差との関係を示したものである。この図から、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労寿命（１．０Ｅ＋０６）を得るためには、ＳｉとＡｌが（Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％））を満たして含有している必要があることがわかる。
　次に、前述した大気中連続酸化試験のために作製した板厚２ｍｍの冷延焼鈍板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に４５°方向（Ｄ方向）のそれぞれを引張方向とするＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を作製し、室温で引張試験を行って各方向の破断伸びを測定し、平均伸びＥｌを下記式から求めた。
　平均伸びＥｌ（％）＝（ＥＬ＋２ＥＤ＋ＥＣ）／４
　ここで、ＥＬ：Ｌ方向のＥｌ（％）、ＥＤ：Ｄ方向のＥｌ（％）、ＥＣ：Ｃ方向のＥｌ（％）
　図８は室温伸びに及ぼすＡｌ添加量の影響である。Ａｌ添加量の増加とともに室温伸びは低下し、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加するとＳＵＳ４４４以上の伸び（３１％）が得られなくなることがわかる。
　次に、先述した９５０℃よりも高温（１０００℃）での耐酸化性に及ぼすＴｉ添加量の影響を調査した。
　Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＴｉを０~１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ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２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を作製し、この試験片上部に４ｍｍφの穴を開け、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、下記の１０００℃での酸化試験に供した。なお、比較として、ＳＵＳ４４４についても、同様の試験を行った。
＜１０００℃における大気中連続酸化試験＞
　１０００℃に加熱された大気雰囲気の炉中に、上記試験片を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求め、単位面積当たりの酸化増量（ｇ／ｍ２）に換算し、耐酸化性を評価した。なお、酸化被膜が剥離（スケール剥離）を起こした場合には、その剥離したスケールも回収し、試験後の質量に加えた。
　図９は、上記１０００℃での酸化試験における酸化増量とＴｉ含有量との関係を示したものである。この図から、Ｔｉが０．０１ｍａｓｓ％以下では、スケール剥離が著しく、酸化増量が１００ｇ／ｍ２以上となる異常酸化を起こすが、Ｔｉを０．０１ｍａｓｓ％超え添加することによって、スケール剥離が一部で発生するものの、異常酸化は発生しなくなり、ＳＵＳ４４４（酸化増量：３６ｇ／ｍ２）と同等以上の耐酸化性（酸化増量：３６ｇ／ｍ２以下）が得られるようになること、さらに、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え添加することによって、異常酸化もスケール剥離も起こさなくなり、極めて良好な耐酸化性が得られることがわかる。
　次に、上記Ｔｉ添加鋼の靭性に及ぼすＶ添加量の影響を調査した。
　Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４９ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％およびＴｉ：０．３ｍａｓｓ％の成分系をベースとし、これにＶを０~１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して５０ｋｇ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２ｍｍの冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板からＪＩＳ　Ｚ０２０２に準拠して幅２ｍｍのＶノッチ衝撃試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、破面を観察して脆性破面率を測定した。
　図１０は、上記衝撃試験における脆性破面率とＶ添加量との関係を示したものである。この図から、Ｖを０．０１ｍａｓｓ％以上添加することによって、靭性が著しく向上し、脆性破面率が０％となることがわかる。ただし、０．５ｍａｓｓ％を超えてＶを添加すると、脆性破面率が上昇し、却って靭性が低下することがわかる。
　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：０．０１５ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、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０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、Ｃは、成形性を確保する観点からは０．００８ｍａｓｓ％以下が、また、排気系部材としての強度を確保する観点からは０．００１ｍａｓｓ％以上が好ましい。より好ましくは０．００２~０．００８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：０．４~１．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性向上のために必要な重要元素である。図５に示したように、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐水蒸気酸化性を確保するためには、０．４ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える過剰の添加は、加工性を低下させるので、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．４~０．８ｍａｓｓ％の範囲である。
　Ｓｉ添加により、耐水蒸気酸化性が改善される理由は十分に解明されているわけではないが、Ｓｉの０．４ｍａｓｓ％以上の添加により、鋼板表面に緻密なＳｉ酸化物層が連続的に生成し、外部からのガス成分の侵入が抑制されるためと考えられる。なお、より厳しい水蒸気含有雰囲気下での耐酸化性が求められる場合には、Ｓｉの下限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）
　さらに、Ｓｉは、Ａｌの固溶強化能を有効に活用するためにも重要な元素である。Ａｌは、後述するように、高温における固溶強化作用を有し、高温疲労特性を改善する効果を有する元素である。しかし、Ａｌの含有量がＳｉより多い場合には、Ａｌは高温で優先的に酸化物や窒化物を形成し、固溶Ａｌ量が減少するため、固溶強化に十分寄与することができなくなる。一方、Ｓｉの含有量がＡｌより多い場合には、Ｓｉが優先的に酸化して鋼板表面に緻密な酸化物層を連続的に形成するが、この酸化物層は、外部からの酸素や窒素の内方拡散を抑制する効果があるため、Ａｌは酸化や窒化することなく固溶状態に保たれる。その結果、Ａｌの固溶状態が安定して確保されるので、高温疲労特性を向上させることができる。そこで、本発明では、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労特性を得るため、Ｓｉは、Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たすよう添加する。
Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下
　Ｍｎは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、過剰な添加は、高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させる。よって、Ｍｎは１．０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、可能な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、伸びやｒ値を低下させ、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、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓは０．０１０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．２~１．０ｍａｓｓ％
　Ａｌは、図４に示したように、Ｃｕ添加鋼の耐酸化性を向上するのに必要不可欠な元素である。特に、本発明の目的であるＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を得るには０．２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、図８に示したように、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化して加工性が低下し、ＳＵＳ４４４（３１％）以上の加工性は得られなくなるのみならず、耐酸化性もかえって低下してしまう。よって、Ａｌは０．２~１．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．３~１．０ｍａｓｓ％の範囲である。加工性を重視する場合には０．３~０．８ｍａｓｓ％とするのが好ましい。さらに好ましくは０．３~０．５ｍａｓｓ％である。
　また、Ａｌは、鋼に固溶し、固溶強化する元素でもあり、特に８００℃を超える温度での高温強度を上昇させる効果を有するため、本発明においては、高温疲労特性を向上するための重要元素である。前述したように、Ａｌの添加量がＳｉよりも多い場合、Ａｌは高温において優先的に酸化物や窒化物を形成して固溶量が減少するため、強化に寄与しなくなる。逆に、Ａｌの添加量がＳｉより少ない場合、Ｓｉが優先的に酸化し、鋼板表面に連続的に緻密な酸化物層を形成する。この酸化物層は、酸素や窒素の内方拡散の障壁となり、Ａｌを安定して固溶状態に保つことができるので、Ａｌの固溶強化により高温強度を高めて高温疲労特性を向上させることが可能となる。よって、本発明では、高温疲労特性を向上させるため、Ｓｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）を満たす必要がある。
Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％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、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、上記低下が顕著となる。よって、Ｎは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、Ｎは、靭性、成形性を確保する観点からは、できるだけ低減するのが好ましく、０．０１０ｍａｓｓ％未満とするのが望ましい。
Ｃｒ：１６~２３ｍａｓｓ％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性、耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素であるが、１６ｍａｓｓ％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化、低延性化する元素であり、特に２３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、上記弊害が顕著となるので、上限は２３ｍａｓｓ％とする。よって、Ｃｒは、１６~２３ｍａｓｓ％の範囲で添加する。好ましくは、１６~２０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ：１．０~２．５ｍａｓｓ％
　Ｃｕは、図３に示したように、熱疲労特性の向上に非常に有効な元素であり、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｃｕを１．０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、２．５ｍａｓｓ％を超える添加は、熱処理後の冷却時にε−Ｃｕ相が析出し、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する。さらに重要なことは、Ｃｕの添加は、熱疲労特性を向上するものの、鋼自身の耐酸化性を却って低下し、総体的に見て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Ｃｒ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Ｃｒの再拡散を抑制するためと考えられる。よって、Ｃｕは、１．０~２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．１~１．８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｂ：０．３~０．６５ｍａｓｓ％
　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元素である。このような効果は、０．３ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、０．６５ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなり、脆化を促進する。よって、Ｎｂは０．３~０．６５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．４~０．５５ｍａｓｓ％の範囲である。靭性が必要な場合には０．４~０．４９ｍａｓｓ％が好ましい。さらに好ましくは０．４~０．４７ｍａｓｓ％である。
Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉは、本発明のＡｌ添加鋼においては、耐酸化性の向上に極めて有効な元素であり、特に１０００℃を超える高温域で使用され、優れた耐酸化性が要求される鋼では必須の添加元素である。斯かる高温での耐酸化性を得るためには、具体的には、１０００℃でＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を得るためには、図９に示したように、Ｔｉは０．０１ｍａｓｓ％超え添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、耐酸化性向上効果が飽和するほか、靭性の低下を招いて、例えば、熱延板焼鈍ラインで繰り返し受ける曲げ−曲げ戻しよって破断を起こしたりする等、製造性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｔｉの上限は０．５ｍａｓｓ％とする。
　ところで、自動車エンジンの排気系部材などに使用される従来の鋼材では、高温に曝された際、部材表面に生成したスケールの剥離によってエンジン機能に障害が生じることがある。このようなスケール剥離に対しても、Ｔｉの添加は極めて有効であり、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え添加することで、１０００℃以上の高温域でのスケール剥離を著しく低減することができる。したがって、スケール剥離が問題となるような用途に用いられる鋼材には、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下の範囲で添加するのが好ましい。
　Ｔｉの添加によって、Ａｌ添加鋼の耐酸化性が向上する理由はまだ十分に解明されていないが、鋼中に添加されたＴｉは、高温でＮと結合し、ＡｌがＮと結合してＡｌＮとなって析出するのを抑制するため、フリーなＡｌが増加し、このフリーなＡｌとＯとが結合して前述した鋼板表面に生成した緻密なＳｉ酸化物層と母材部の界面にＡｌ酸化物（Ａｌ２Ｏ３）が形成されるようになる。その結果、上記Ｓｉ酸化物層とＡｌ酸化物の２重構造によって鋼板内部にＯが侵入するのが阻止され、耐酸化性が向上するものと考えられる。
　また、Ｔｉは、Ｎｂと同様、Ｃ，Ｎを固定して、耐食性や成形性、溶接部の粒界腐食を防止する作用を有する。しかし、上記効果は、Ｎｂを添加している本発明の成分系では、０．０１ｍａｓｓ％を超えると飽和するとともに、固溶硬化によって鋼の硬質化を招いたり、Ｎｂと比べてＮと結合しやすいＴｉは、粗大なＴｉＮを形成して、亀裂の起点となり、靭性の低下を招いたりする。そのため、耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性が重視され、より高温（例えば１０００℃以上）での耐酸化性が特に要求されない用途や、靭性が特に要求される用途に用いる鋼には、Ｔｉは積極的に添加する必要がなく、むしろ、できる限り低減するのが好ましい。したがって、斯かる用途に用いる場合には、Ｔｉは０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％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０．１ｍａｓｓ％以下混入することがある。よって、Ｍｏは０．１ｍａｓｓ％以下とする。
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％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い。しかし、原料であるスクラップ等から０．１ｍａｓｓ％以下混入することがある。よって、Ｗは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，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｖ，ＣｏおよびＮｉ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：０．００３ｍａｓｓ％以下
　Ｂは、鋼の加工性、特に２次加工性を向上させるのに有効な元素である。この効果は、０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で得ることができるが、０．００３ｍａｓｓ％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、０．００３ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００１０~０．００３ｍａｓｓ％の範囲である。
ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５０ｍａｓｓ％以下
　ＲＥＭ（希土類元素）およびＺｒはいずれも、耐酸化性を向上する元素であり、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、０．０１ｍａｓｓ％以上、０．００５０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、ＲＥＭの０．０８０ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼を脆化させ、また、Ｚｒの０．５０ｍａｓｓ％を超える添加は、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭおよびＺｒを添加する場合は、それぞれ０．０８ｍａｓｓ％以下、０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
　Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素であるとともに、耐酸化性の向上にも有効な元素である。それらの効果は、０．１５ｍａｓｓ％以上で顕著となる。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超える過剰な添加は、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）の析出を招き、表面性状を低下させる。よって、Ｖを添加する場合は、０．１５~０．５ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．１５~０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
　また、Ｖは、鋼の靭性向上にも有効な元素であり、特に、図１０に示したように、１０００℃以上の耐酸化性が求められる用途に用いられるＴｉ添加鋼では、靭性の向上に極めて有効である。この効果は、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．５ｍａｓｓ％を超える添加は却って靭性を損ねるようになる。よって、靭性が求められる用途に用いられるＴｉ添加鋼では、Ｖは０．０１~０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
　なお、Ｔｉ添加鋼における上記Ｖの靭性向上効果は、鋼中に析出するＴｉＮのＴｉの一部がＶと置き換わることによって、成長速度が遅い（Ｔｉ，Ｖ）Ｎとして析出するようになることで、靭性低下の原因となる粗大な窒化物の析出が抑制されるためと考えられる。
Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下
　Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。その効果を得るためには、０．００５０ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、０．５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和するだけである。よって、Ｃｏを添加する場合は０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１~０．２ｍａｓｓ％の範囲である。優れた冷延板靭性が必要な場合には、０．０２~０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｎｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
　Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｉ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、Ｎｉを添加する場合は、０．５ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０５~０．４ｍａｓｓ％の範囲である。ただし、スクラップや合金組成によっては、意図せずに不可避的に０．１０~０．１５ｍａｓｓ％混入してしまう場合がある。
　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（ｓｔｅｅｌ　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）、電気炉（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｆｕｒｎａｃｅ）等公知の溶解炉（ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）で鋼を溶製し、あるいはさらに取鍋精錬（ｌａｄｌｅ　ｒｅｆｉｎｉｎｇ）、真空精錬（ｖａｃｕｕｍ　ｒｅｆｉｎｉｎｇ）等の二次精錬（ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　ｒｅｆｉｎｉｎｇ）を経て上述した本発明の成分組成を有する鋼とし、次いで、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）あるいは造塊（ｉｎｇｏｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）−分塊圧延法（ｂｌｏｏｍｉｎｇ　ｒｏｌｌｉｎｇ））で鋼片（スラブ）（ｓｌａｂ）とし、その後、熱間圧延（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ）、熱延板焼鈍（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｅｄ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）、酸洗（ｐｉｃｋｌｉｎｇ）、冷間圧延（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌｉｎｇ）、仕上焼鈍（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）、酸洗等の各工程を経て冷延焼鈍板（ｃｏｌｄ　ｒｏｌｌｅｄ　ａｎｄ　ａｎｎｅａｌｅｄ　ｓｈｅｅｔ）とする製造工程で製造することができる。上記冷間圧延は、１回または中間焼鈍（ｐｒｏｃｅｓｓ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）（を挟む２回以上の冷間圧延としてもよく、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、熱延板焼鈍は省略してもよく、鋼板の表面光沢や粗度調整が要求される場合には、冷延後あるいは仕上焼鈍後、スキンパス圧延（ｓｋｉｎ　ｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）を施してもよい。
　上記製造方法における、好ましい製造条件について説明する。
　鋼を溶製する製鋼工程は、転炉あるいは電気炉等で溶解した鋼をＶＯＤ法（Ｖａｃｕｕｍ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ　ｍｅｔｈｏｄ）等により二次精錬し、上記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼とするのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の方法で鋼素材とすることができるが、生産性および品質面からは、連続鋳造法によるのが好ましい。鋼素材は、その後、好ましくは１０００~１２５０℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。もちろん、板材以外に熱間加工することもできる。上記熱延板は、その後、必要に応じて６００~８００℃の温度でバッチ焼鈍（ｂａｔｃｈ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）あるいは９００~１１００℃の温度で連続焼鈍（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を施した後、酸洗等により脱スケールし、熱延製品とするのが好ましい。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラスト（ｓｈｏｔ　ｂｌａｓｔｉｎｇ）してスケール除去（ｄｅｓｃａｌｅ）してもよい。
　さらに、上記熱延焼鈍板を、冷間圧延等の工程を経て冷延製品としてもよい。この場合の冷間圧延は、１回でもよいが、生産性や要求品質上の観点から中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよい。１回または２回以上の冷間圧延の総圧下率は６０％以上が好ましく、より好ましくは７０％以上である。冷間圧延した鋼板は、その後、好ましくは９００~１１５０℃、さらに好ましくは９５０~１１２０℃の温度で連続焼鈍（仕上焼鈍）し、酸洗し、冷延製品とするのが好ましい。さらに用途によっては、仕上焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、鋼板の形状や表面粗度、材質調整を行ってもよい。
　上記のようにして得た熱延製品あるいは冷延製品は、その後、それぞれの用途に応じて、切断（ｃｕｔｔｉｎｇ）や曲げ加工（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｗｏｒｋ）、張出し加工（ｓｔｒｅｔｃｈ　ｗｏｒｋ）、絞り加工（ｄｒａｗｉｎｇ　ｃｏｍｐｏｕｎｄ）等の加工を施して、自動車やオートバイの排気管、コンバータケース、火力発電プラントの排気ダクトあるいは燃料電池関連部材、例えばセパレータ（ｓｅｐａｒａｔｏｒ）、インタコネクター（ｉｎｔｅｒ　ｃｏｎｎｅｃｔｏｒ）、改質器等に成形される。これらの部材を溶接する方法は、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ（Ｍｅｔａｌ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ）、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ　Ａｃｔｉｖｅ　Ｇａｓ）、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ　Ｉｎｅｒｔ　Ｇａｓ）等の通常のアーク溶接（ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）や，スポット溶接（ｓｐｏｔ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、シーム溶接（ｓｅａｍ　ｗｅｌｄｉｎｇ）等の抵抗溶接（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、および電縫溶接（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ）などの高周波抵抗溶接（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、高周波誘導溶接（ｈｉｇｈ　ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　ｗｅｌｄｉｎｇ）等を適用することができる。
　表１−１および表１−２に示したＮｏ．１~３４の成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ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１１７０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とし、１０２０℃の温度で熱延板焼鈍し、酸洗し、圧下率６０％の冷間圧延し、１０３０℃の温度で仕上焼鈍し、平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却し、酸洗して板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板とし、この冷延焼鈍板を下記２種類の耐酸化性試験および高温疲労試験に供した。なお、参考として、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）および特許文献２~７に開示された発明鋼と同じ成分組成を有する鋼（Ｎｏ．３６~４１）についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、評価試験に供した。
＜大気中連続酸化試験（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×２０ｍｍのサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂後、９５０℃または１０００℃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（ｇ／ｍ２）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。なお、１０００℃における大気中連続酸化試験においては、酸化増量に剥離したスケール分を含めて、以下のように評価した。
　×：異常酸化（酸化増量≧１００ｇ／ｍ２）が発生したもの
　△：異常酸化は発生しないが、スケール剥離が生じたもの
　○：異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの
＜水蒸気雰囲気中連続酸化試験（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３０ｍｍ×２０ｍｍのサンプルを切り出し、サンプル上部に４ｍｍφの穴をあけ、表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂し、その後、１０ｖｏｌ％ＣＯ２−２０ｖｏｌ％Ｈ２Ｏ−５ｖｏｌ％Ｏ２−残部Ｎ２からなる混合ガスを０．５Ｌ／ｍｉｎで流して水蒸気含有雰囲気とした９５０℃に加熱された炉中に３００時間保持する酸化試験に供した。試験後、サンプルの質量を測定し、予め測定しておいた試験前の質量との差を求め、酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。
＜高温疲労試験（ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ）＞
　上記のようにして得た各種冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の試験片を切り出して、８５０℃において鋼板表面に７５ＭＰａの曲げ応力（両振り）を１３００Ｈｚで負荷するシェンク式疲労試験を行い、破断までの振動回数（疲労寿命）を測定し、高温疲労特性を評価した。
＜室温引張試験＞
　上記の板厚２ｍｍの各種冷延焼鈍板から、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に直角方向（Ｃ方向）および圧延方向に４５°方向（Ｄ方向）のそれぞれを引張方向とするＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を作製し、室温で各方向の引張試験を行って破断伸びを測定し、平均伸びＥｌを下記式から求めた。
　平均伸びＥｌ（％）＝（ＥＬ＋２ＥＤ＋ＥＣ）／４
　ここで、ＥＬ：Ｌ方向のＥｌ（％）、ＥＤ：Ｄ方向のＥｌ（％）、ＥＣ：Ｃ方向のＥｌ（％）
　実施例１において２分割した５０ｋｇ鋼塊の残りの鋼塊を、１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３０ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした後、このシートバーを鍛造し、３５ｍｍ角の各棒とし、１０３０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図１に示した形状、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、参考として、ＳＵＳ４４４および特許文献２~７に開示された発明鋼の成分組成を有する鋼（参考例１~６）についても、上記と同様にして試験片を作製し、熱疲労試験に供した。
＜熱疲労試験（ｔｈｅｒｍａｌ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ）＞
　熱疲労試験は、図２に示したように、上記試験片を拘束率０．３５で拘束しながら、１００℃と８５０℃の間で昇温・降温を繰り返す条件で行った。この際の昇温速度（ｈｅａｔｉｎｇ　ｒａｔｅ）および降温速度（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｒａｔｅ）はそれぞれ１０℃／ｓｅｃとし、１００℃での保持時間（ｈｏｌｄｉｎｇ　ｔｉｍｅ）は２ｍｉｎ、８５０℃での保持時間は５ｍｉｎとした。なお、熱疲労寿命（ｔｈｅｒｍａｌ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｌｉｆｅ）は、１００℃において検出された荷重を試験片均熱平行部（図１参照）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る最初のサイクル数とした。
　上記実施例１の９５０℃および１０００℃での大気中連続酸化試験、水蒸気雰囲気中連続酸化試験および高温疲労試験の結果、ならびに、実施例２の熱疲労試験の結果を表２にまとめて示した。表２から明らかなように、本発明の成分組成に適合した発明例の鋼（Ｎｏ．１~１５）は、いずれもＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）と同等以上の９５０℃における耐酸化性と耐熱疲労特性、耐高温疲労特性を有しており、本発明の目標を満たしている。さらに、１０００℃での大気中連続酸化試験結果に関しては、Ｔｉを０．０１ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％以下の範囲で含有させた発明例の鋼（Ｎｏ．９，１２，１３）では、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３５）と同等であり、Ｔｉを０．１５ｍａｓｓ％超え含有させた発明例の鋼（Ｎｏ．１０，１１，１４，１５）では、より良い結果を示した。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼（Ｎｏ．１６~３４）あるいは先行技術の参考例の鋼（Ｎｏ．３６~４１）は、９５０℃における耐酸化特性と耐熱疲労特性、耐高温疲労特性のすべての特性において優れるものはなく、本発明の目標が達成されていない。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車等の排気系部材用として好適であるだけでなく、同様の特性が要求される火力発電システムの排気系部材や固体酸化物タイプの燃料電池用部材としても好適に用いることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (6)

  1. Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
    Ｓｉ：０．４~１．０ｍａｓｓ％、
    Ｍｎ：１．０ｍａｓｓ％以下、
    Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、
    Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
    Ｃｒ：１６~２３ｍａｓｓ％、
    Ａｌ：０．２~１．０ｍａｓｓ％、
    Ｎ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
    Ｃｕ：１．０~２．５ｍａｓｓ％、
    Ｎｂ：０．３~０．６５ｍａｓｓ％、
    Ｔｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
    Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、
    Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ
    ＳｉとＡｌとがＳｉ（ｍａｓｓ％）≧Ａｌ（ｍａｓｓ％）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フェライト系ステンレス鋼。
  2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．００３ｍａｓｓ％以下、ＲＥＭ：０．０８ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．５０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃｏ：０．５ｍａｓｓ％以下およびＮｉ：０．５ｍａｓｓ％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請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  3. Ｔｉの含有量が０．１５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％以下であ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。
  4. Ｔｉの含有量が０．０１ｍａｓｓ％以下であ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。
  5. Ｖの含有量が０．０１~０．５ｍａｓｓ％であることを特徴とする請求項２または、３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  6. 上記成分組成に加えてＣｏ：０．５ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
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