WO2019151125A1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

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WO2019151125A1
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steel
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thermal fatigue
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徹之 中村
石川　伸
杉原　玲子
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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 ferritic stainless steel, and particularly has excellent creep resistance suitable for use in exhaust system members used at high temperatures such as exhaust pipes and converter cases of automobiles and motorcycles, and exhaust ducts of thermal power plants.
  • the present invention relates to ferritic stainless steel having thermal fatigue characteristics.
  • Excellent heat resistance is required for exhaust system members such as exhaust manifolds, exhaust pipes, converter cases, and mufflers of automobiles.
  • heat resistance There are several types of heat resistance, including thermal fatigue properties, high temperature fatigue properties, high temperature strength (high temperature strength), oxidation resistance, creep properties, and high temperature salt corrosion properties.
  • the thermal fatigue property is one of particularly important heat resistances.
  • the exhaust system member repeatedly receives heating and cooling as the engine is started and stopped. At this time, since the exhaust system member is connected to peripheral components, thermal expansion and contraction are limited, and thermal distortion occurs in the material itself.
  • the low-cycle fatigue phenomenon that results in fracture due to repeated thermal strain is called thermal fatigue.
  • Ferritic stainless steel such as Type 429 (14% Cr-0.9% Si-0.4% Nb system) to which Nb and Si are added is currently used as a material for the above-described members that require thermal fatigue characteristics. Is often used. However, when the exhaust gas temperature rises to a temperature exceeding 900 ° C. along with the improvement in engine performance, Type 429 can not sufficiently satisfy the necessary thermal fatigue characteristics.
  • SUS444 (19% Cr-0.5% Nb-2%) defined in JIS G4305, which is a ferritic stainless steel in which high temperature proof stress is improved by adding Nb and Mo. Mo), or ferritic stainless steel to which Nb, Mo and W are added has been developed (see, for example, Patent Document 1).
  • the exhaust gas temperature tends to increase, and even SUS444 and the like are sometimes lacking in heat resistance, particularly thermal fatigue characteristics. Further, when the exhaust gas temperature is increased to over 900 ° C., stainless steel is likely to undergo creep deformation, and thus the creep resistance is required.
  • SUS444 has the highest level of heat resistance among ferritic stainless steels, but it cannot always be said that the heat resistance is sufficient when the exhaust gas temperature rises with the recent tightening of exhaust gas regulations and improved fuel economy.
  • the thermal expansion of the exhaust system member when the exhaust system temperature rises increases, so the more severe thermal strain is added to the ferritic stainless steel used for the exhaust system member, which tends to be subject to thermal fatigue failure. End up.
  • ferritic stainless steel is prone to creep deformation when held for a long time in a high temperature range, and when creep deformation occurs, it begins to break down from the thinned portion due to creep deformation, improving creep resistance characteristics Is also needed.
  • an object of the present invention is to solve such problems and provide a ferritic stainless steel having excellent creep resistance and thermal fatigue characteristics.
  • excellent in creep resistance means that the rupture time when performing a creep test at 900 ° C. is superior to that of SUS444.
  • “excelling in thermal fatigue characteristics” means having characteristics superior to that of SUS444. Specifically, the thermal fatigue life when heating and cooling are repeated between 200 and 950 ° C. is superior to that of SUS444. It means that
  • Nb is 0.30 to 0.80%
  • Mo is 1.80 to 2.50%
  • the total content of Nb and Mo is 2.3 to 3.0%. It has been found that the high temperature strength increases in a wide temperature range and the thermal fatigue characteristics are improved. Furthermore, it has been found that the creep resistance is improved by containing Sb in the range of 0.002 to 0.50 mass%.
  • the present invention has been completed by making specific component compositions containing appropriate amounts of all of Cr, Nb, Mo, and Sb.
  • the above elements are important, but in order to achieve the effects of the present invention, it is necessary to adjust all the essential elements to a predetermined content.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the component composition is in mass%, and Ti: 0.01 to 0.16%, Zr: 0.01 to 0.50%, Co: 0.01 to 0.50%, B: 0 0002 to 0.0050%, V: 0.01 to 1.0%, W: 0.01 to 5.0%, Cu: 0.01 to 0.40%, Sn: 0.001 to 0.005
  • the ferritic stainless steel according to [1] which contains one or more selected from%.
  • the component composition contains, by mass%, one or two selected from Ca: 0.0002 to 0.0050% and Mg: 0.0002 to 0.0050% [1] ] Or ferritic stainless steel according to [2].
  • the ferritic stainless steel of the present invention can be suitably used for exhaust system members such as automobiles.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is, by mass, C: 0.020% or less, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.05 to 0.60%, P: 0.050% or less. S: 0.008% or less, Ni: 0.02 to 0.60%, Al: 0.001 to 0.25%, Cr: 18.0 to 20.0%, Nb: 0.30 to 0.00. 80%, Mo: 1.80 to 2.50%, N: 0.015% or less, Sb: 0.002 to 0.50%, satisfying the following formula (1), the balance being Fe And inevitable impurities. Nb + Mo: 2.3 to 3.0% (1) (Nb and Mo in the formula (1) indicate the content (mass%) of each element.) In the present invention, the balance of the component composition is very important.
  • a ferritic stainless steel having superior creep resistance and thermal fatigue properties than SUS444 can be obtained. If the content of the essential elements (C, Si, Mn, Ni, Al, Cr, Nb, Mo, N, Sb) in the above component composition is out of range, the expected creep resistance and thermal fatigue Characteristics cannot be obtained.
  • % which is a unit of content of components means mass% unless otherwise specified.
  • C 0.020% or less C is an element effective for increasing the strength of steel. However, if C is contained in excess of 0.020%, the toughness and formability deteriorate significantly. Moreover, the effect of improving the thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics of Nb, which will be described later, is reduced by increasing the amount of carbide formed in connection with Nb, which is important in the present invention. Therefore, the C content is 0.020% or less. In addition, it is preferable that C content shall be 0.010% or less from a viewpoint of ensuring a moldability. More preferably, the C content is 0.008% or less. Further, from the viewpoint of ensuring strength as an exhaust system member, the C content is preferably set to 0.001% or more. More preferably, the C content is 0.003% or more. More preferably, the C content is 0.004% or more.
  • Si 0.1 to 1.0% Si is an important element necessary for improving oxidation resistance. In order to ensure oxidation resistance in the exhaust gas heated to a high temperature, it is necessary to contain 0.1% or more of Si. On the other hand, the excessive Si content exceeding 1.0% lowers the workability at room temperature, so the upper limit of the Si content is 1.0%.
  • the Si content is 0.20% or more. More preferably, the Si content is 0.30% or more. More preferably, the Si content is 0.40% or more. Preferably, the Si content is 0.90% or less. More preferably, the Si content is 0.60% or less.
  • Mn 0.05 to 0.60% Mn has the effect of improving thermal fatigue properties by increasing the peel resistance of the oxide scale. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.05% or more of Mn. On the other hand, when Mn is excessively contained in excess of 0.60%, a ⁇ phase is likely to be generated at a high temperature, and heat resistance is lowered. Therefore, the Mn content is 0.05% or more and 0.60% or less.
  • the Mn content is 0.10% or more. More preferably, the Mn content is 0.15% or more.
  • the Mn content is 0.50% or less. More preferably, the Mn content is 0.40% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is a harmful element that lowers the toughness of steel, and is desirably reduced as much as possible. Therefore, the P content is 0.050% or less. Preferably, the P content is 0.040% or less. More preferably, the P content is 0.030% or less.
  • S 0.008% 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, the S content is set to 0.008% or less. Preferably, the S content is 0.006% or less.
  • Ni 0.02 to 0.60%
  • Ni is an element that improves the toughness and oxidation resistance of steel. In order to obtain these effects, the Ni content is 0.02% or more. If the oxidation resistance is insufficient, thermal fatigue characteristics deteriorate due to a decrease in the cross-sectional area of the material due to an increase in the amount of oxide scale generated and peeling of the oxide scale.
  • Ni is a strong ⁇ -phase-forming element. Therefore, if Ni is contained excessively, a ⁇ -phase is formed at a high temperature, the oxidation resistance is lowered, and the thermal expansion coefficient is increased, so that the thermal fatigue characteristics are lowered. . Therefore, the upper limit of the Ni content is 0.60%.
  • the Ni content is 0.05% or more. More preferably, the Ni content is 0.10% or more.
  • the Ni content is 0.40% or less. More preferably, the Ni content is 0.30% or less.
  • Al 0.001 to 0.25%
  • Al is an element having an effect of improving oxidation resistance. In order to acquire the effect, Al needs to contain 0.001% or more.
  • Al is also an element that increases the thermal expansion coefficient. When the thermal expansion coefficient is increased, the thermal fatigue characteristics are degraded. Furthermore, the steel becomes extremely hard and the workability is reduced. Therefore, the Al content is set to 0.25% or less.
  • the Al content is 0.005% or more. More preferably, the Al content is over 0.010%. More preferably, the Al content is more than 0.020%. Also preferably, the Al content is less than 0.20%. More preferably, the Al content is less than 0.08%.
  • Cr 18.0-20.0% Cr is an important element effective in improving the corrosion resistance and oxidation resistance, which are the characteristics of stainless steel. However, if the Cr content is less than 18.0%, sufficient oxidation resistance in a high temperature range exceeding 900 ° C. Cannot be obtained. If the oxidation resistance is insufficient, the amount of oxide scale generated increases, and the thermal fatigue characteristics also decrease as the cross-sectional area of the material decreases.
  • Cr is an element that solidifies and strengthens steel at room temperature, and hardens and lowers ductility. When the Cr content exceeds 20.0%, the above-described adverse effects become significant, and the thermal fatigue properties also deteriorate. Therefore, the upper limit of the Cr content is 20.0%.
  • the Cr content is 18.5% or more.
  • the Cr content is 19.5% or less.
  • Nb 0.30 to 0.80% Nb is an important element in the present invention that increases the high temperature strength to improve the thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics. Such an effect is recognized when the content of Nb is 0.30% or more. When the Nb content is less than 0.30%, the strength at high temperature is insufficient, and excellent thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics cannot be obtained. However, if the Nb content exceeds 0.80%, the Laves phase (Fe 2 Nb), which is an intermetallic compound, is likely to precipitate, the high-temperature strength is lowered, and the thermal fatigue characteristics and creep resistance are only lowered. Rather, it promotes embrittlement. Therefore, the Nb content is 0.30% or more and 0.80% or less. Preferably, the Nb content is 0.40% or more. More preferably, the Nb content is 0.45% or more. More preferably, the Nb content is more than 0.50%. Preferably, the Nb content is 0.70% or less. More preferably, the Nb content is 0.60% or less.
  • Mo 1.80 to 2.50% Mo is an effective element that improves thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics by dissolving in steel and improving the high temperature strength of the steel. The effect appears when the Mo content is 1.80% or more. When the Mo content is less than 1.80%, the high temperature strength is insufficient, and excellent thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics cannot be obtained. On the other hand, the excessive Mo content not only hardens the steel and decreases the workability, but also precipitates as a Laves phase (Fe 2 Mo) in the same manner as Nb, and the amount of solute Mo in the steel decreases. For this reason, the thermal fatigue characteristics deteriorate. In addition, precipitation as a coarse ⁇ phase during the thermal fatigue test serves as a starting point for fracture, and the thermal fatigue characteristics deteriorate.
  • Laves phase Fe 2 Mo
  • the upper limit of the Mo content is 2.50%.
  • the Mo content is 1.90% or more. More preferably, the Mo content is over 2.00%.
  • the Mo content is 2.30% or less. More preferably, the Mo content is 2.10% or less.
  • N 0.015% or less
  • N is an element that lowers the toughness and formability of steel. If it exceeds 0.015%, not only the decrease in toughness and formability becomes significant, but also Nb nitride. As a result, the amount of dissolved Nb decreases, and the creep resistance and thermal fatigue characteristics decrease. Therefore, the N content is set to 0.015% or less. N is preferably reduced as much as possible from the viewpoint of securing toughness and formability, and the N content is preferably less than 0.010%.
  • Sb 0.002 to 0.50%
  • Sb is an important element for improving the creep resistance in the present invention.
  • Sb dissolves in the steel and suppresses creep deformation of the steel at a high temperature.
  • Sb does not precipitate as a carbonitride or a Laves phase even in a high temperature range, and dissolves in the steel even after a long period of use and suppresses creep deformation, thereby improving the creep resistance. This effect is obtained when the Sb content is 0.002% or more.
  • an excessive content of Sb reduces the toughness and hot workability of the steel, so that not only cracking is likely to occur during production, but also the thermal fatigue properties are reduced due to the decrease in hot ductility. Therefore, the upper limit of Sb content is 0.50%.
  • the Sb content is 0.005% or more. More preferably, it is 0.020% or more.
  • the Sb content is 0.30% or less. More preferably, the Sb content is 0.10% or less.
  • Nb + Mo 2.3 to 3.0% (1)
  • Nb and Mo are effective elements for improving thermal fatigue characteristics and creep resistance characteristics. The effect is recognized by containing 0.30% or more and 1.80% or more, respectively.
  • both elements are used. After containing in a predetermined range, it is necessary to satisfy at least Nb + Mo ⁇ 2.3%, that is, Nb + Mo amount (total content of Nb and Mo) should be 2.3% or more.
  • Nb + Mo > 2.5%.
  • the upper limit of the Nb + Mo amount is 3.0%.
  • the amount of Nb + Mo is 2.7% or less.
  • Nb and Mo in said formula (1) show content (mass%) of each element.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the ferritic stainless steel of the present invention further includes, as an optional component, one or more selected from Ti, Zr, Co, B, V, W, Cu, and Sn. It can contain in the following range.
  • Ti 0.01 to 0.16% Ti is an element that fixes C and N, improves corrosion resistance and formability, and prevents intergranular corrosion of the welded portion.
  • Ti can be contained as necessary.
  • Ti is preferentially combined with C and N over Nb, so that it is possible to secure an amount of solute Nb in steel effective for high-temperature strength, and it is also effective for improving heat resistance.
  • These effects can be obtained with a Ti content of 0.01% or more.
  • the excessive Ti content exceeding 0.16% causes a decrease in toughness, and has an adverse effect on manufacturability such as, for example, breakage caused by bending-bending repeated in a hot-rolled sheet annealing line. It becomes like this.
  • the Ti content is set to 0.01 to 0.16%.
  • the Ti content is 0.03% or more.
  • the Ti content is 0.12% or less. More preferably, the Ti content is 0.08% or less. More preferably, the Ti content is 0.05% or less.
  • Zr 0.01 to 0.50%
  • Zr is an element that improves oxidation resistance, and can be contained as necessary in the present invention. This effect is obtained with a Zr content of 0.01% or more. However, if the Zr content exceeds 0.50%, the Zr intermetallic compound precipitates and embrittles the steel. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Zr content is 0.03% or more. More preferably, the Zr content is 0.05% or more.
  • the Zr content is not more than 0.30%. More preferably, the Zr content is 0.10% or less.
  • Co 0.01 to 0.50%
  • Co is known as an element effective for improving the toughness of steel. This effect is obtained with a Co content of 0.01% or more.
  • the upper limit of the Co content is 0.50%. Therefore, when Co is contained, the Co content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Co content is 0.03% or more.
  • the Co content is 0.30% or less.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element effective for improving the workability of steel, particularly the secondary workability. Such an effect can be obtained with a B content of 0.0002% or more.
  • excessive B content generates BN and degrades workability. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0002 to 0.0050%.
  • the B content is 0.0005% or more. More preferably, the B content is 0.0008% or more.
  • the B content is 0.0030% or less. More preferably, the B content is 0.0020% or less.
  • V 0.01 to 1.0%
  • V is an element effective for improving the workability of steel and an element effective for improving oxidation resistance. These effects become significant when the V content is 0.01% or more. However, the excessive V content exceeding 1.0% leads to the precipitation of coarse V (C, N), not only lowering the toughness but also lowering the surface properties. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.01 to 1.0%.
  • the V content is 0.03% or more. More preferably, the V content is 0.05% or more.
  • the V content is 0.50% or less. More preferably, the V content is 0.20% or less.
  • W 0.01-5.0% W, like Mo, is an element that greatly improves high-temperature strength by solid solution strengthening. This effect is obtained with a W content of 0.01% or more.
  • the W content is set to 0.01 to 5.0%.
  • the W content is 0.05% or more.
  • the W content is 3.5% or less. More preferably, the W content is 1.0% or less. More preferably, the W content is less than 0.30%.
  • Cu 0.01 to 0.40%
  • Cu is an element having an effect of improving the corrosion resistance of steel, and is contained when corrosion resistance is required. The effect is obtained with a Cu content of 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 0.01 to 0.40%.
  • the Cu content is 0.03% or more. More preferably, the Cu content is 0.06% or more.
  • the Cu content is 0.20% or less. More preferably, the Cu content is 0.10% or less.
  • Sn 0.001 to 0.005%
  • Sn is an element effective for improving the high-temperature strength of steel. The effect can be obtained with a Sn content of 0.001% or more. On the other hand, the excessive Sn content decreases the thermal fatigue characteristics as the steel becomes brittle. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is set to 0.001 to 0.005%. Preferably, the Sn content is 0.001% or more and 0.003% or less.
  • the ferritic stainless steel of the present invention can further contain one or two selected from Ca and Mg as optional components in the following range.
  • Ca 0.0002 to 0.0050%
  • Ca is an effective component for preventing nozzle clogging due to precipitation of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. The effect is obtained with a Ca content of 0.0002% or more.
  • the Ca content needs to be 0.0050% or less. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0002 to 0.0050%.
  • the Ca content is 0.0005% or more.
  • the Ca content is 0.0030% or less. More preferably, the Ca content is 0.0020% or less.
  • Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and is effective in improving workability and toughness.
  • Mg also has an effect of suppressing the coarsening of Nb and Ti carbonitrides. The effect is obtained when the Mg content is 0.0002% or more.
  • the Ti carbonitride becomes coarse, it becomes a starting point for brittle cracking, so that the toughness is greatly reduced.
  • Nb carbonitrides become coarse, the amount of Nb solid solution in steel decreases, leading to a decrease in thermal fatigue characteristics.
  • the Mg content exceeds 0.0050%, the surface properties of the steel are deteriorated.
  • the Mg content is set to 0.0002 to 0.0050%.
  • the Mg content is 0.0003% or more. More preferably, the Mg content is 0.0004% or more.
  • the Mg content is 0.0030% or less. More preferably, the Mg content is 0.0020% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the optional component contained below the lower limit the optional component contained at a content below the lower limit is included as an inevitable impurity.
  • the method for producing stainless steel of the present invention can be suitably employed as long as it is a normal method for producing ferritic stainless steel, and is not particularly limited.
  • steel is produced in a known melting furnace such as a converter or an electric furnace, or further subjected to secondary refining such as ladle refining or vacuum refining, and the steel having the above-described component composition of the present invention. It is made into a steel slab (slab) by the ingot-bundling rolling method, and then made into a cold-rolled annealed plate through various processes such as hot-rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, finish annealing and pickling It can be manufactured in a manufacturing process.
  • the cold rolling may be performed once or two or more cold rolling sandwiching the intermediate annealing, and the steps of cold rolling, finish annealing, and pickling may be performed repeatedly.
  • hot-rolled sheet annealing may be omitted, and skin pass rolling may be performed after cold rolling or after 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, AOD method, etc., and steel containing the above essential components and optional components added as necessary. It is preferable to do.
  • 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 1050 to 1250 ° C., and hot rolled into a desired thickness by hot rolling. In production, the thickness of the hot-rolled sheet is preferably 5 mm or less. Of course, hot working can be performed in addition to the plate material.
  • the hot-rolled sheet is then subjected to continuous annealing at a temperature of 900 to 1150 ° C. or batch annealing at a temperature of 700 to 900 ° C. as necessary, and then descaling by pickling or polishing, It is preferable to do. If necessary, the scale may be removed by shot blasting before pickling.
  • the hot-rolled product 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 subsequently subjected to continuous annealing (finish annealing) at a temperature of preferably 900 to 1200 ° C., more preferably 1000 to 1150 ° C., pickling or polishing, and a cold-rolled product (cold-rolled annealing plate). It is preferable to do.
  • Finish annealing may be performed in a reducing atmosphere, and in that case, pickling or polishing after finish annealing may be omitted. Further, depending on the application, after finish annealing, skin pass rolling or the like may be performed to adjust the shape, surface roughness, and material of the steel sheet.
  • the hot-rolled product or cold-rolled product obtained as described above is then subjected to processing such as cutting, bending processing, overhanging processing, drawing processing, etc. according to the respective use, and exhaust pipes and catalysts for automobiles and motorcycles. It is molded into an outer cylinder material, an exhaust duct of a thermal power plant or a fuel cell-related member, such as a separator, an interconnector or a reformer.
  • the ferritic stainless steel of the present invention is preferably used for exhaust system members such as exhaust manifolds, exhaust pipes, converter cases, and mufflers.
  • 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), spot welding, and seam welding.
  • normal arc welding such as MIG (Metal Inert Gas), MAG (Metal Active Gas), TIG (Tungsten Inert Gas), spot welding, and seam welding.
  • resistance welding such as high frequency resistance welding such as electric resistance welding, high frequency induction welding, and the like can be applied.
  • the scale is removed by pickling or polishing to form a cold-rolled annealed plate having a thickness of 1.5 mm.
  • the sample was subjected to a creep test.
  • SUS444 (conventional example No. 28) was also subjected to a creep test by producing a cold-rolled annealed plate in the same manner as described above.
  • annealing temperature temperature was determined about each steel, confirming a structure within the said temperature range.
  • ⁇ Creep test> A test piece having the shape shown in FIG. 1 was cut out from each cold-rolled annealed plate obtained as described above, and a creep test was performed at 900 ° C. with a stress of 15 MPa. Based on the time taken to break, evaluation was performed as follows. As for comparison, SUS444 (conventional example No. 28) took 5.5 hours to break.
  • a test piece was prepared in the same manner as described above for a steel having a SUS444 component composition (conventional example No. 28) and subjected to a thermal fatigue test.
  • the thermal fatigue test was performed under the condition that the temperature rise / fall was repeated between 200 ° C. and 950 ° C. while restraining the test piece with a restraint rate of 0.5. At this time, the temperature rising rate was 5 ° C./second, and the temperature decreasing rate was 2 ° C./second. And the holding time in 200 degreeC and 950 degreeC was 30 seconds, respectively.
  • the free thermal expansion strain amount is the strain amount when the temperature is raised without applying any mechanical stress, and the control strain amount indicates the absolute value of the strain amount generated during the test.
  • the substantial restraint strain amount generated in the material by restraint is (free thermal expansion strain amount ⁇ control strain amount).
  • the thermal fatigue life is calculated by dividing the load detected at 200 ° C. by the cross-sectional area of the test piece soaking parallel part (see FIG. 2) to calculate the stress.
  • the number of cycles in which the stress value was reduced to 75% with respect to the stress value was evaluated as follows.
  • SUS444 (conventional example No. 28) had a thermal fatigue life of 650 cycles.
  • ferritic stainless steels (hereinafter, ferritic stainless steels are simply referred to as “steel”) show superior characteristics in comparison with SUS444 (conventional steel No. 28) in the creep test and thermal fatigue test. Yes.
  • No. Steel No. 29 had an Nb + Mo content of less than 2.3% by mass, and the creep rupture time and thermal fatigue life were unacceptable.
  • No. Steel No. 30 had a Ni content exceeding 0.60% by mass, and the thermal fatigue life was rejected.
  • No. Steel No. 31 had a Cr content of less than 18.0% by mass and failed in its thermal fatigue life.
  • No. Steel No. 32 had a Mo content of less than 1.80% by mass, and the creep rupture time and thermal fatigue life were rejected.
  • No. Steel No. 33 had an Nb content of less than 0.30% by mass, and the creep rupture time and thermal fatigue life both failed.
  • No. Steel No. 39 had an N content exceeding 0.015% by mass, and the creep rupture time and thermal fatigue life were rejected as the Nb content in the steel decreased due to precipitation of Nb nitride.
  • No. Steel No. 40 had an Sb content exceeding 0.50% by mass, and the thermal fatigue life was rejected as the hot ductility decreased.
  • No. In steel No. 41 the Mo content exceeded 2.50% by mass, and during the thermal fatigue test, a coarse ⁇ phase (Fe—Cr intermetallic compound) was precipitated and the thermal fatigue life was rejected. . The creep rupture time was also rejected.
  • Sn content exceeded 0.005 mass% and thermal fatigue life was rejected.
  • 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.

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Abstract

耐クリープ特性と熱疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：０．０２～０．６０％、Ａｌ：０．００１～０．２５％、Ｃｒ：１８．０～２０．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：１．８０～２．５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓｂ：０．００２～０．５０％を含有し、かつ、以下の式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼とする。 Ｎｂ＋Ｍｏ：２．３～３．０％　・・・（１） （式（１）中のＮｂ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す。）

Description

フェライト系ステンレス鋼
　本発明は、フェライト系ステンレス鋼に関し、とくに自動車やオートバイの排気管やコンバータケース、火力発電プラントの排気ダクト等の高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた耐クリープ特性と熱疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
　自動車のエキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバータケース、およびマフラー等の排気系部材には、優れた耐熱性が要求されている。耐熱性にはいくつかの種類があり、熱疲労特性、高温疲労特性、高温強度（高温耐力）、耐酸化性、クリープ特性、高温塩害腐食特性などが挙げられる。中でも、熱疲労特性は特に重要な耐熱性の一つである。排気系部材は、エンジンの始動および停止に伴って加熱および冷却を繰り返し受ける。このとき、排気系部材は、周辺の部品と接続されているために熱膨張および収縮が制限されて、素材自体に熱ひずみが発生する。この熱ひずみを繰り返し受けることによって破壊に至る低サイクル疲労現象のことを熱疲労という。
　上記の熱疲労特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（１４％Ｃｒ－０．９％Ｓｉ－０．４％Ｎｂ系）のようなフェライト系ステンレス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、排ガス温度が９００℃を超えるような温度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９では特に、必要な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を向上させたフェライト系ステンレス鋼である、ＪＩＳ　Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９％Ｃｒ－０．５％Ｎｂ－２％Ｍｏ）、あるいはＮｂ、Ｍｏおよび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）。
特開２００４－０１８９２１号公報
　昨今における排ガス規制強化への対応や燃費の向上を目的として、排ガス温度は高温化する趨勢にあり、ＳＵＳ４４４等でも耐熱性、特に熱疲労特性が不足する場合が出てきている。また、排ガス温度が９００℃を超えて高温化するとステンレス鋼はクリープ変形をしやすくなるため、耐クリープ特性も必要とされるようになる。
　ＳＵＳ４４４はフェライト系ステンレス鋼において最高レベルの耐熱性を有しているが、近年の排ガス規制強化、燃費の向上に伴い排ガス温度が上昇した場合には、必ずしも耐熱性は十分とは言えない。排ガス温度の高温化に伴い、排気系部材の昇温時の熱膨張が大きくなるため、より厳しい熱ひずみが付加されることで排気系部材に用いられるフェライト系ステンレス鋼は熱疲労破壊しやすくなってしまう。さらに、高温域で長時間保持された場合にフェライト系ステンレス鋼はクリープ変形が生じやすく、クリープ変形が生じると、クリープ変形によって減肉した部分を起点として破壊に至ってしまうため、耐クリープ特性の向上も必要とされている。
　このように、ＳＵＳ４４４を含む従来の技術では、排ガス温度が高温化した際にも熱疲労特性が十分であるフェライト系ステンレス鋼を得ることはできていなかった。また、排ガス温度が９００℃を超えた場合に特に必要となる耐クリープ特性についての評価も十分に行われてこなかった。
　そこで、本発明はかかる課題を解決し、耐クリープ特性と熱疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
　なお、本発明の「耐クリープ特性に優れる」とは、９００℃でクリープ試験を行ったときの破断時間がＳＵＳ４４４より優れていることを言う。また、「熱疲労特性に優れる」とは、ＳＵＳ４４４より優れた特性を有することであり、具体的には、２００～９５０℃間で昇温と降温を繰り返したときの熱疲労寿命がＳＵＳ４４４より優れていることをいう。
　本発明者らは、耐クリープ特性と熱疲労特性がＳＵＳ４４４より優れたフェライト系ステンレス鋼を開発するべく、種々の元素の耐クリープ特性および熱疲労特性への影響について鋭意検討を重ねた。
　その結果、質量％で、Ｎｂを０．３０～０．８０％、Ｍｏを１．８０～２．５０％、ＮｂとＭｏの合計含有量を２．３～３．０％で含有することによって、幅広い温度域で高温強度が上昇し、熱疲労特性が向上することを見出した。さらに、Ｓｂを０．００２～０．５０質量％の範囲で含有することによって、耐クリープ特性が向上することを見出した。
　以上の知見を踏まえ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｂの全てを適量含有する特定の成分組成にすることで本発明を完成するに至った。本発明において、上記元素が重要であるが、本発明の効果を奏するためにはすべての必須元素を所定の含有量に調整する必要がある。
　本発明は、以下を要旨とするものである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：０．０２～０．６０％、Ａｌ：０．００１～０．２５％、Ｃｒ：１８．０～２０．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：１．８０～２．５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓｂ：０．００２～０．５０％を含有し、かつ、以下の式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｂ＋Ｍｏ：２．３～３．０％　　・・・（１）
（式（１）中のＮｂ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
　［２］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１６％、Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｖ：０．０１～１．０％、Ｗ：０．０１～５．０％、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｓｎ：０．００１～０．００５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［３］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％のうちから選ばれる１種または２種を含有する［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
　［４］エンジンからの排ガスによって７００℃以上まで昇温するエキゾーストマニホールドに使用される［１］から［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
　本発明によれば、ＳＵＳ４４４（ＪＩＳ　Ｇ４３０５）より優れる耐クリープ特性と熱疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼を提供することができる。したがって、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車等の排気系部材に好適に用いることができる。
クリープ試験片を説明する図である。 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および拘束条件を説明する図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：０．０２～０．６０％、Ａｌ：０．００１～０．２５％、Ｃｒ：１８．０～２０．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：１．８０～２．５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｓｂ：０．００２～０．５０％を含有し、かつ、以下の式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｎｂ＋Ｍｏ：２．３～３．０％　　・・・（１）
（式（１）中のＮｂ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
　本発明では、成分組成のバランスが非常に重要であり、上記のような成分組成の組み合わせとすることで、耐クリープ特性と熱疲労特性がＳＵＳ４４４より優れたフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。上記成分組成における必須元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｎ、Ｓｂ）の含有量の範囲が１つでも外れた場合は、所期した耐クリープ特性と熱疲労特性は得られない。
　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。以下、成分の含有量の単位である％は、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．０２０％以下
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０２０％を超えてＣを含有すると、靭性および成形性の低下が顕著となる。また、本発明で重要なＮｂと結びつき生成する炭化物量が多くなることで、後述するＮｂの熱疲労特性と耐クリープ特性を向上させる効果が小さくなってしまう。よって、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。なお、Ｃ含有量は、成形性を確保する観点からは０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００８％以下とする。また、排気系部材としての強度を確保する観点からは、Ｃ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００３％以上とする。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．００４％以上とする。
　Ｓｉ：０．１～１．０％
　Ｓｉは、耐酸化性向上のために必要な重要元素である。高温化した排ガス中での耐酸化性を確保するためには０．１％以上のＳｉの含有が必要である。一方、１．０％を超える過剰のＳｉの含有は、室温における加工性を低下させるため、Ｓｉ含有量の上限は１．０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２０％以上とする。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．３０％以上とする。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．４０％以上とする。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．９０％以下とする。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６０％以下とする。
　Ｍｎ：０．０５～０．６０％
　Ｍｎは、酸化スケールの耐剥離性を高めることにより熱疲労特性を向上させる効果を有する。これらの効果を得るためには、０．０５％以上のＭｎの含有が必要である。一方、Ｍｎの０．６０％を超える過剰な含有は、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含有量は０．０５％以上０．６０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上とする。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは、Ｍｎ含有量は０．４０％以下とする。
　Ｐ：０．０５０％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ことが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。より好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．００８％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ことが望ましい。よって、本発明では、Ｓ含有量は０．００８％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００６％以下である。
　Ｎｉ：０．０２～０．６０％
　Ｎｉは、鋼の靭性および耐酸化性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．０２％以上とする。耐酸化性が不十分であると、酸化スケールの生成量が多くなることによる素材断面積の減少や、酸化スケールの剥離により、熱疲労特性が低下する。一方、Ｎｉは強力なγ相形成元素であるため、過剰にＮｉを含有すると、高温でγ相を生成し、耐酸化性を低下させとともに熱膨張係数が大きくなることで熱疲労特性が低下する。よって、Ｎｉ含有量の上限は０．６０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５％以上である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｎｉ含有量は０．３０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．２５％
　Ａｌは、耐酸化性を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るためにＡｌは０．００１％以上の含有が必要である。一方、Ａｌは熱膨張係数を高める元素でもある。熱膨張係数が大きくなると熱疲労特性が低下してしまう。さらに、鋼が著しく硬質化して加工性が低下してしまう。よって、Ａｌ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１０％超えである。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．０２０％超えである。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．２０％未満である。より好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％未満である。
　Ｃｒ：１８．０～２０．０％
　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、Ｃｒ含有量が１８．０％未満では、９００℃を超える高温域で十分な耐酸化性が得られない。耐酸化性が不十分であると、酸化スケール生成量が多くなり、素材の断面積の減少に伴い熱疲労特性も低下する。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化および低延性化する元素であり、Ｃｒ含有量が２０．０％を超えると、上記弊害が顕著となり、熱疲労特性も却って低下するため、Ｃｒ含有量の上限は２０．０％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１８．５％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１９．５％以下である。
　Ｎｂ：０．３０～０．８０％
　Ｎｂは、高温強度を上昇させて熱疲労特性、耐クリープ特性を向上させる本発明に重要な元素である。このような効果は、０．３０％以上のＮｂの含有で認められる。Ｎｂ含有量が０．３０％未満の場合は、高温における強度が不足し、優れた熱疲労特性、耐クリープ特性が得られない。しかし、０．８０％を超えるＮｂの含有は、金属間化合物であるＬａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｎｂ）等が析出しやすくなり、高温強度が低下し、熱疲労特性と耐クリープ特性はかえって低下するのみならず、脆化を促進する。よって、Ｎｂ含有量は０．３０％以上０．８０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．４０％以上である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．４５％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．５０％超えである。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．７０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．６０％以下である。
　Ｍｏ：１．８０～２．５０％
　Ｍｏは、鋼中に固溶し鋼の高温強度を向上させることで熱疲労特性、耐クリープ特性を向上させる有効な元素である。その効果は１．８０％以上のＭｏの含有で現れる。Ｍｏ含有量が１．８０％未満の場合は高温強度が不十分となり、優れた熱疲労特性、耐クリープ特性は得られない。一方、過剰なＭｏの含有は、鋼を硬質化させて加工性を低下させてしまうのみならず、Ｎｂと同様にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｍｏ）として析出し、鋼中固溶Ｍｏ量は低減するため却って熱疲労特性は低下してしまう。また、熱疲労試験中に粗大なσ相として析出することで破壊の起点となり熱疲労特性が低下してしまう。よって、Ｍｏ含有量の上限は２．５０％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は１．９０％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は２．００％超えである。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は２．３０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は２．１０％以下である。
　Ｎ：０．０１５％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、０．０１５％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のみならず、Ｎｂ窒化物の形成により固溶Ｎｂ量が低下し、耐クリープ特性と熱疲労特性が低下する。よって、Ｎ含有量は０．０１５％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ことが好ましく、Ｎ含有量は０．０１０％未満とすることが望ましい。
　Ｓｂ：０．００２～０．５０％
　Ｓｂは本発明において耐クリープ特性を向上させるために重要な元素である。Ｓｂは鋼中に固溶し、高温での鋼のクリープ変形を抑制する。Ｓｂは高温域においても炭窒化物やＬａｖｅｓ相として析出せず、長期間の使用後にも鋼中に固溶し、クリープ変形を抑制するため耐クリープ特性を向上させることができる。この効果はＳｂの０．００２％以上の含有で得られる。一方、Ｓｂの過剰な含有は鋼の靭性、熱間加工性を低下させるため、製造時に割れが発生しやすくなるのみならず、熱間延性が低下することで熱疲労特性も低下する。したがって、Ｓｂ含有量の上限は０．５０％とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０２０％以上である。また、好ましくは、Ｓｂ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｓｂ含有量は０．１０％以下である。
　Ｎｂ＋Ｍｏ：２．３～３．０％　　・・・（１）
　上述したように、ＮｂとＭｏは熱疲労特性、耐クリープ特性向上に有効な元素である。それぞれ０．３０％以上、１．８０％以上の含有でその効果が認められる。しかし、排ガスの高温化に対応するために２００～９５０℃間で昇温と降温を繰り返したときの熱疲労寿命がＳＵＳ４４４より優れる熱疲労特性、耐クリープ特性を実現するためには、両元素を所定の範囲で含有した上で、少なくともＮｂ＋Ｍｏ≧２．３％を満たす、すなわちＮｂ＋Ｍｏ量（ＮｂとＭｏの合計含有量）を２．３％以上とする必要がある。これを満たさない場合は、たとえＳｂを所定量添加しても優れた耐クリープ特性が得られない。好ましくは、Ｎｂ＋Ｍｏ＞２．５％である。一方、Ｎｂ＋Ｍｏ量が増加し過ぎると鋼が脆くなり、優れた熱疲労特性、耐クリープ特性は得られなくなる。そのため、Ｎｂ＋Ｍｏ量の上限は３．０％とする。好ましくは、Ｎｂ＋Ｍｏ量は２．７％以下である。
　なお、上記の式（１）中のＮｂおよびＭｏは、各元素の含有量（質量％）を示す。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼では、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記必須成分に加えて、さらに、任意成分として、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｕ、Ｓｎのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。
　Ｔｉ：０．０１～０．１６％
　Ｔｉは、ＣおよびＮを固定して、耐食性や成形性を向上し、溶接部の粒界腐食を防止する元素であり、本発明では、必要に応じて含有することができる。Ｔｉを含有することにより、ＴｉがＮｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつくため、高温強度に有効な鋼中固溶Ｎｂ量を確保することができ、耐熱性向上にも有効である。それらの効果は０．０１％以上のＴｉの含有で得られる。一方、０．１６％を超える過剰なＴｉの含有は、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－曲げ戻しに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。また、Ｔｉの炭窒化物を核としてＮｂの炭窒化物が析出しやすくなるため、高温強度に有効な鋼中固溶Ｎｂ量を却って低減させてしまい、熱疲労特性、耐クリープ特性が低下する。よって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０１～０．１６％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．１２％以下である。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０８％以下である。さらに好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．５０％
　Ｚｒは耐酸化性を向上させる元素であり、本発明では、必要に応じて含有することができる。この効果は０．０１％以上のＺｒの含有で得られる。しかし、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼を脆化させる。よって、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．１０％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～０．５０％
　Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素として知られている。この効果は０．０１％以上のＣｏの含有で得られる。一方、過剰なＣｏの含有は鋼の靭性を却って低下させるため、Ｃｏ含有量の上限は０．５０％とする。よって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは、鋼の加工性、特に二次加工性を向上させるために有効な元素である。このような効果は、０．０００２％以上のＢの含有で得ることができる。一方、過剰なＢの含有は、ＢＮを生成して加工性を低下させる。よって、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０００２～０．００５０％とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００８％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００２０％以下である。
　Ｖ：０．０１～１．０％
　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。これらの効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で顕著となる。しかし、１．０％を超える過剰なＶの含有は、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）の析出を招き、靭性を低下させるのみならず、表面性状を低下させる。よって、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０１～１．０％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．２０％以下である。
　Ｗ：０．０１～５．０％
　Ｗは、Ｍｏと同様に固溶強化により高温強度を大きく向上させる元素である。この効果は０．０１％以上のＷの含有で得られる。一方、過剰なＷの含有は鋼を著しく硬質化するのみならず、製造時の焼鈍工程において強固なスケールが生成するため、酸洗時の脱スケールが困難になる。よって、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１～５．０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は３．５％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は１．０％以下である。さらに好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％未満である。
　Ｃｕ：０．０１～０．４０％
　Ｃｕは鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素であり、耐食性が必要な場合に含有する。その効果は０．０１％以上のＣｕの含有で得られる。一方で０．４０％を超えてＣｕを含有すると、酸化スケールが剥離しやすくなり、耐繰り返し酸化特性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１～０．４０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０６％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１０％以下である。
　Ｓｎ：０．００１～０．００５％
　Ｓｎは、鋼の高温強度向上に有効な元素である。その効果は０．００１％以上のＳｎの含有で得られる。一方、過剰なＳｎの含有は、鋼の脆化に伴い熱疲労特性を却って低下させる。そのため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．００１～０．００５％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量は０．００１％以上０．００３％以下である。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼は、さらに、任意成分として、Ｃａ、Ｍｇのうちから選ばれる１種または２種を、下記の範囲で含有することができる。
　Ｃａ：０．０００２～０．００５０％
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果は０．０００２％以上のＣａの含有で得られる。一方、表面欠陥を発生させず良好な表面性状を得るためには、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする必要がある。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０００２～０．００５０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以下である。
　Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％
　Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。本発明のようにＮｂやＴｉを含有する鋼においては、ＭｇはＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。その効果は０．０００２％以上のＭｇの含有で得られる。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため靭性が大きく低下する。Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、Ｎｂの鋼中固溶量が低下するため、熱疲労特性の低下に繋がる。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％超えとなると、鋼の表面性状を悪化させてしまう。よって、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．０００２～０．００５０％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００４％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下である。
　残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。上記任意成分を上記下限値未満で含む場合、下限値未満の含有量で含まれる任意成分は、不可避的不純物として含まれるものとする。
　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採用することができ、特に限定されるものではない。
　例えば、転炉または電気炉等公知の溶解炉で鋼を溶製し、あるいはさらに取鍋精錬または真空精錬等の二次精錬を経て上述した本発明の成分組成を有する鋼とし、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗等の各工程を経て冷延焼鈍板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、仕上げ焼鈍および酸洗の各工程は、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、冷間圧延後あるいは仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延を施してもよい。
　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法やＡＯＤ法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任意成分を含有する鋼とすることが好ましい。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、連続鋳造法によることが好ましい。鋼素材は、その後、好ましくは１０５０～１２５０℃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。製造上、熱延板の板厚は５ｍｍ以下が望ましい。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９００～１１５０℃の温度で連続焼鈍、または７００～９００℃の温度でバッチ焼鈍を施した後、酸洗や研磨等により脱スケールし、熱延製品とすることが好ましい。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラストによりスケール除去してもよい。
　さらに、上記熱延製品（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９００～１２００℃、さらに好ましくは１０００～１１５０℃の温度で連続焼鈍（仕上げ焼鈍）し、酸洗または研磨し、冷延製品（冷延焼鈍板）とすることが好ましい。仕上げ焼鈍は還元性雰囲気中で行っても良く、その場合、仕上げ焼鈍後の酸洗または研磨は省略しても良い。さらに用途によっては、仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、鋼板の形状、表面粗度および材質の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、切断や曲げ加工、張出し加工および絞り加工等の加工を施して、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材、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、インタコネクターあるいは改質器等に成形される。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、これらの中でも、エキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバータケース、およびマフラー等の排気系部材用に好適に用いられる。特に、使用時にエンジンからの排ガスによって７００℃以上まで昇温する場合であっても、耐久性に優れたエキゾーストマニホールドを得ることができる点が特徴の一つである。
　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や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接、および電縫溶接などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接等を適用することができる。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示したＮｏ．１～４１、４３、４５～４７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、１１７０℃で加熱した後、熱間圧延により３５ｍｍ厚のシートバーとした。シートバーを２分割し、うち１つの鋼塊を１１００℃に加熱し、次いで、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とし、１０００～１１５０℃の範囲の温度で焼鈍後、研削し熱延焼鈍板とした。続いて、圧下率７０％の冷間圧延を行い、１０００～１１５０℃の温度で仕上げ焼鈍を行った後、酸洗または研磨によりスケールを除去し、板厚が１．５ｍｍの冷延焼鈍板として、クリープ試験に供した。なお、参考として、ＳＵＳ４４４（従来例Ｎｏ．２８）についても、上記と同様にして冷延焼鈍板を作製し、クリープ試験に供した。焼鈍温度については、上記温度範囲内で組織を確認しながら各鋼について温度を決定した。
　＜クリープ試験＞
　上記のようにして得た各冷延焼鈍板から図１に示す形状の試験片を切り出し、９００℃で応力１５ＭＰａを負荷するクリープ試験を行った。破断までにかかった時間を元に、下記のように評価した。比較として行ったＳＵＳ４４４（従来例Ｎｏ．２８）については、破断までにかかった時間は５．５ｈｒであった。
　◎：破断時間≧１０ｈｒ
　○：６ｈｒ≦破断時間＜１０ｈｒ
　×：破断時間＜６ｈｒ
　上記評価で、◎と○を合格、×を不合格とした。得られた結果を表１に示す（表１中のクリープ９００℃参照）。
　次に、上記において２分割したシートバーの残りのうち１つを用い、１１００℃に加熱した後、熱間鍛造し、３０ｍｍ角の各棒とした。次いで、１０００～１１５０℃の温度で焼鈍後、機械加工し、図２に示す形状、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。焼鈍温度は、成分毎に組織を確認し再結晶が完了した温度とした。なお、参考として、ＳＵＳ４４４の成分組成を有する鋼（従来例Ｎｏ．２８）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＞
　熱疲労試験は、図３に示すように、上記試験片を拘束率０．５で拘束しながら、２００℃と９５０℃の間で昇温・降温を繰り返す条件で行った。このとき、昇温速度は５℃／秒とし、降温速度は２℃／秒とした。そして、２００℃、９５０℃での保持時間はそれぞれ３０秒とした。なお、上記の拘束率については、図３に示すように、拘束率η＝ａ／（ａ＋ｂ）として表すことができ、ａは（自由熱膨張ひずみ量－制御ひずみ量）／２であり、ｂは制御ひずみ量／２である。また、自由熱膨張ひずみ量とは機械的な応力を一切与えずに昇温した場合のひずみ量であり、制御ひずみ量とは試験中に生じているひずみ量の絶対値を示す。拘束により材料に生じる実質的な拘束ひずみ量は、（自由熱膨張ひずみ量－制御ひずみ量）である。
　また、熱疲労寿命は、２００℃において検出された荷重を試験片均熱平行部（図２参照）の断面積で割って応力を算出し、初期のサイクル（試験が安定する５サイクル目）の応力値に対して応力値が７５％まで低下したサイクル数とし、以下のように評価した。比較として行ったＳＵＳ４４４（従来例Ｎｏ．２８）については、熱疲労寿命は６５０サイクルであった。
　◎：１０００サイクル以上（合格）
　○：８００サイクル以上１０００サイクル未満（合格）
　×：８００サイクル未満（不合格）
　上記評価で、◎、○を合格、×を不合格とした。得られた結果を表１に示す（表１中の熱疲労寿命９５０℃参照）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　表１より、本発明例のＮｏ．１～２７のフェライト系ステンレス鋼（以下、フェライト系ステンレス鋼を、単に鋼と記す）は、いずれもクリープ試験および熱疲労試験においてＳＵＳ４４４（従来例Ｎｏ．２８の鋼）より優れた特性を示している。
　Ｎｏ．２９の鋼は、Ｎｂ＋Ｍｏ含有量が２．３質量％未満であり、クリープ破断時間と熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３０の鋼は、Ｎｉ含有量が０．６０質量％超えであり、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３１の鋼は、Ｃｒ含有量が１８．０質量％未満であり、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３２の鋼は、Ｍｏ含有量が１．８０質量％未満であり、クリープ破断時間、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３３の鋼は、Ｎｂ含有量が０．３０質量％未満であり、クリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。Ｎｏ．３４の鋼は、Ｓｉ含有量が０．１質量％未満であり、クリープ試験、熱疲労試験どちらにおいても酸化が顕著に見られ、クリープ破断時間、熱疲労寿命がともに不合格となった。Ｎｏ．３５の鋼は、Ｔｉ含有量が０．１６質量％超えであり、クリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。Ｎｏ．３６の鋼は、Ｃｒ含有量が２０．０質量％超えであり、鋼の脆化に伴い熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３７の鋼は、Ｍｎ含有量が０．０５質量％未満であり、熱疲労試験中に酸化スケールの剥離が生じ、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．３８の鋼は、Ｃ含有量が０．０２０質量％超えであり、鋼中Ｎｂ量の低減に伴いクリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。Ｎｏ．３９の鋼は、Ｎ含有量が０．０１５質量％超えであり、Ｎｂ窒化物の析出による鋼中Ｎｂ量の低減に伴いクリープ破断時間、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．４０の鋼はＳｂ含有量が０．５０質量％を超えており、熱間延性の低下に伴い熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．４１の鋼は、Ｍｏ含有量が２．５０質量％を超えており、熱疲労試験中に粗大なσ相（Ｆｅ－Ｃｒ系金属間化合物）が析出し、熱疲労寿命が不合格となった。また、クリープ破断時間も不合格となった。Ｎｏ．４３の鋼は、Ｓｎ含有量が０．００５質量％を超えており、熱疲労寿命が不合格となった。Ｎｏ．４５の鋼は、Ｓｂが含有されておらず、クリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。Ｎｏ．４６の鋼は、Ｎｂ含有量が０．８０質量％を超えており、クリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。Ｎｏ．４７の鋼は、Ｎｂ＋Ｍｏ含有量が３．０％を超えており、クリープ破断時間、熱疲労寿命がいずれも不合格となった。
　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。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以下、
    Ｓｉ：０．１～１．０％、
    Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００８％以下、
    Ｎｉ：０．０２～０．６０％、
    Ａｌ：０．００１～０．２５％、
    Ｃｒ：１８．０～２０．０％、
    Ｎｂ：０．３０～０．８０％、
    Ｍｏ：１．８０～２．５０％、
    Ｎ：０．０１５％以下、
    Ｓｂ：０．００２～０．５０％
    を含有し、かつ、以下の式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
    Ｎｂ＋Ｍｏ：２．３～３．０％　　・・・（１）
    （式（１）中のＮｂ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
  2. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、
    Ｔｉ：０．０１～０．１６％、
    Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｖ：０．０１～１．０％、
    Ｗ：０．０１～５．０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．４０％、
    Ｓｎ：０．００１～０．００５％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  3. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、
    Ｃａ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％
    のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  4. 　エンジンからの排ガスによって７００℃以上まで昇温するエキゾーストマニホールドに使用される請求項１から３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
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