WO2023243133A1 - フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 Download PDF

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WO2023243133A1
WO2023243133A1 PCT/JP2023/003284 JP2023003284W WO2023243133A1 WO 2023243133 A1 WO2023243133 A1 WO 2023243133A1 JP 2023003284 W JP2023003284 W JP 2023003284W WO 2023243133 A1 WO2023243133 A1 WO 2023243133A1
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ferritic stainless
steel
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PCT/JP2023/003284
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徹之 中村
正崇 吉野
玲子 杉原
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to ferritic stainless steel and a method for manufacturing the same.
  • the present invention particularly relates to a ferritic stainless steel having excellent high-temperature yield strength and excellent oxidation resistance, which is suitable for use in exhaust system members used at high temperatures.
  • Exhaust system members used under high temperatures include, for example, exhaust pipes, exhaust manifolds, converter cases, mufflers, etc. of automobiles and motorcycles (hereinafter also referred to as automobile exhaust pipes, etc.), exhaust ducts of thermal power plants, etc. can be mentioned.
  • Exhaust system members such as automobile exhaust pipes are required to have excellent high-temperature resistance.
  • Ferritic stainless steel such as Type 429 (14 mass% Cr-0.9 mass mass% Si-0.4 mass% Nb series), which has a composite addition of Nb and Si, is often used as a material for such automobile exhaust system parts. It is used.
  • SUS444 (19mass%Cr-0.4mass%Nb-2mass%Mo) specified in JIS G4305 has been developed, which has improved high-temperature strength by adding Nb and Mo in combination.
  • Patent Document 1 "In mass %, C: 0.01% or less, N: 0.02% or less, Si: 0.05 to 1%, Mn: more than 0.6 to 2%, Cr: 15 to 30%, Mo: Contains 1 to 4%, Cu: 1 to 3.5%, Nb: 0.2 to 1.5%, Ti: 0.05 to 0.5%, B: 0.0002 to 0.01%, A ferritic stainless steel sheet with excellent high-temperature strength, characterized in that the remainder consists of Fe and unavoidable impurities. is disclosed.
  • Patent Document 2 "In mass%, C: 0.02% or less, Si: less than 0.6%, Mn: 0.6% or more and 2.0% or less, S: 0.006% or less, P: 0.04% or less, Cr: 17.0% or more and 22.0% or less, Nb: 0.6 % or more and 1.5% or less, Mo: 1.0% or more and 3.0% or less, V: 0.01% or more and 0.5% or less, Cu: 0.1% or more and less than 0.3%, N: 0.02% or less, Al: 0.005% or more and 0.05% or less, O : 0.012% or less, but within the above range, C+N ⁇ 0.03% Mn/S ⁇ 200 16.8 ⁇ 0.6Cr+1.1Mo+8.2Nb ⁇ 24.0 A heat-resistant ferritic stainless steel sheet with excellent high-temperature strength and weldability, which contains these elements so as to satisfy the following relationship, with the remaining amount being Fe and unavoidable impurities during manufacturing. ” is disclosed.
  • Patent Document 3 describes ⁇ In mass %, C: 0.02% or less, Si: 0.1% or less, Mn: 2.0% or less, Cr: 12.0-16.0%, Mo: 1.0-5.0%, W: more than 2.0%, less than 5.0%, It is soft at room temperature and has excellent high-temperature oxidation resistance, containing Nb: 5 (C + N) ⁇ 1.0% and N: 0.02% or less, with the remainder being Fe and unavoidable impurities. Ferritic stainless steel. ” is disclosed.
  • Type 429 is about 30 MPa. On the other hand, it is about 45 MPa for SUS444, and about 52 MPa for W-containing ferritic stainless steel as disclosed in Patent Document 3. That is, SUS444 and W-containing ferritic stainless steel each have a yield strength about 1.5 to 1.7 times higher than Type 429. Further, the high temperature yield strength of the ferritic stainless steel sheets disclosed in Patent Documents 1 and 2 is also at the same level as these.
  • Oxidation resistance is also an important property for materials used in environments exposed to high-temperature exhaust gas, such as automobile exhaust system components. If the oxidation resistance is insufficient, a large amount of oxides will be generated during use. In particular, if a large amount of oxide is generated in a thin-walled material, the thickness will be insufficient during service, which will have a negative impact on durability. In addition, the oxides tend to peel off, leading to problems such as clogging in exhaust system members due to the peeled oxides.
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and an object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel having a high-temperature yield strength and oxidation resistance that are significantly superior to those of conventional stainless steels. Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing the above-mentioned ferritic stainless steel.
  • excellent high-temperature yield strength means that the 0.2% yield strength at 800° C. is 60 MPa or more.
  • excellent oxidation resistance means that the weight gain due to oxidation is 20 g/m 2 or less when held at 1000° C. in the air for 200 hours.
  • C 0.015% or less C is an effective element for increasing the strength of steel.
  • the C content exceeds 0.015%, toughness and formability decrease. Further, C combines with Nb and precipitates as a carbide. Therefore, as the C content increases, the amount of precipitated Nb carbides increases and the amount of solid solution Nb decreases. As a result, excellent high-temperature yield strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.015% or less. From the viewpoint of ensuring moldability, the C content is preferably 0.010% or less. The C content is more preferably 0.008% or less. Further, the C content is preferably 0.003% or more from the viewpoint of ensuring strength as an exhaust system member of an automobile. The C content is more preferably 0.004% or more.
  • Si 0.05-2.00%
  • Si is an important element that improves oxidation resistance by promoting the production of Cr 2 O 3 .
  • the Si content is set to 0.05% or more.
  • Si content exceeds 2.00%, processability is reduced.
  • Si promotes the precipitation of an intermetallic compound having a composition represented by Fe 2 Nb called the Laves phase (hereinafter also simply referred to as the Laves phase). Therefore, when Si becomes excessive, the amount of solid solution Nb decreases, making it impossible to obtain excellent high-temperature yield strength. Therefore, the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.00% or less. Furthermore, as will be described later, the Si content needs to be within the above range and within a range that satisfies equation (1), which will be described later.
  • the Nb content exceeds 3.00%, the Laves phase tends to precipitate. As a result, for example, the toughness of the hot-rolled steel sheet decreases, resulting in a decrease in manufacturability. Therefore, the Nb content is set to 3.00% or less.
  • the Nb content is preferably 2.00% or less.
  • Cu 2.00% or less
  • Cu has the effect of greatly increasing the strength (yield strength) of steel by finely precipitating as ⁇ -Cu near 600°C.
  • the Cu content is preferably 0.30% or more.
  • the Cu content is more preferably 1.00% or more.
  • the toughness will decrease. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 2.00% or less.
  • the Cu content is preferably 1.80% or less.
  • W 5.0% or less W is an element that improves the high temperature strength of steel by forming a solid solution in the steel.
  • the W content is preferably 0.1% or more.
  • the W content is more preferably 1.0% or more.
  • the W content is set to 5.0% or less.
  • the W content is preferably 3.5% or less.
  • Ti 0.30% or less Ti combines with C and N more preferentially than Nb, and precipitates as TiC or TiN. Therefore, Nb is prevented from combining with N to form a nitride. That is, Ti is an element that has an advantageous effect on securing a predetermined amount of solid solution Nb, and further increases the effect of improving high-temperature yield strength. In order to obtain this effect, the Ti content is preferably 0.01% or more. The Ti content is more preferably 0.03% or more. However, if the Ti content exceeds 0.30%, the toughness will decrease. Therefore, when containing Ti, the Ti content is set to 0.30% or less. The Ti content is preferably 0.20% or less.
  • REM 0.50% or less REM (rare earth metals) refers to Sc, Y, and lanthanoid elements (elements with atomic numbers from 57 to 71, such as La, Ce, Pr, Nd, and Sm). REM is an element that improves oxidation resistance. In order to obtain this effect, the REM content is preferably 0.01% or more. However, REM content exceeding 0.50% makes the steel brittle. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.50% or less.
  • Co is an element effective in improving the toughness of steel.
  • the Co content is preferably 0.01% or more.
  • the Co content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more.
  • Co is an expensive element.
  • the Co content exceeds 0.50%, the above effect is saturated. Therefore, when Co is contained, the Co content is set to 0.50% or less.
  • Co content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less.
  • B 0.0050% or less
  • B is an effective element for improving the workability of steel, especially the secondary workability.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is set to 0.0050% or less.
  • the B content is preferably 0.0020% or less.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element effective in preventing nozzle clogging due to precipitation of inclusions that are likely to occur during continuous casting.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less. Therefore, when Ca is contained, the Ca content should be 0.0050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Mg 0.0050% or less
  • Mg is an element that improves the equiaxed crystallinity of the slab and improves workability and toughness. Furthermore, in steel having a composition containing Nb, Mg also has the effect of suppressing coarsening of Nb carbonitrides. In order to obtain these effects, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0004% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0050%, the surface quality of the steel deteriorates. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Sb 0.50% or less
  • Sb is an element that has the effect of improving the toughness of steel.
  • the Sb content is preferably 0.01% or more.
  • the Sb content is preferably 0.03% or more.
  • the Sb content is set to 0.50% or less.
  • the Sb content is preferably 0.30% or less.
  • the remainder other than the above elements is Fe and inevitable impurities.
  • any of the above optional addition elements may be 0%.
  • the content of each element of V, W, Ti, REM, Zr, Co, B, Ca, Mg, Sb, and Sn is less than the preferable lower limit value, the corresponding It can also be said that elements are included as inevitable impurities.
  • the area ratio of the ferrite phase is determined as follows.
  • a test piece for cross-sectional observation is prepared from stainless steel as a test material, and etched with a picric acid saturated hydrochloric acid solution.
  • 10 fields of view of the test piece are observed using an optical microscope at a magnification of 100 times, and martensite phase and ferrite phase are distinguished from the structure shape.
  • the area ratio of the ferrite phase is determined by image processing, and the average value thereof is calculated to determine the area ratio of the ferrite phase. Further, the area ratio of the remaining structure is determined by subtracting the area ratio of the ferrite phase from 100%.
  • ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention, it is important to have a substantially single-phase ferrite structure as described above, and to have a solid solution Nb amount of more than 1.00% by mass. be.
  • Amount of solid solution Nb more than 1.00% by mass Nb, in particular, effectively contributes to improving high-temperature yield strength by existing in a solid solution state in the steel. That is, if Nb is precipitated as a carbide or nitride such as NbC or NbN, or as a Laves phase, the effect of improving high-temperature yield strength will be reduced. Therefore, from the viewpoint of realizing the desired high-temperature proof strength, the amount of solid solute Nb is set to exceed 1.00% by mass.
  • the amount of solid solution Nb is preferably 1.50% by mass or more.
  • the upper limit of the solid solution Nb amount is not particularly limited.
  • the amount of solid solute Nb is, for example, preferably 2.50% by mass or less, more preferably 2.00% by mass or less. Note that, as will be described later, in order to make the amount of solid solute Nb more than 1.00% by mass, the final annealing temperature needs to be 1120° C. or higher. Moreover, in order to make the solid solution Nb amount 1.50 mass % or more, it is suitable that the final annealing temperature is 1200° C. or more. Note that the amount of solid solute Nb is determined by subtracting the amount of precipitated Nb from the Nb content in the component composition (the total amount of Nb in the steel). Details are as described in Examples described later.
  • the shape of the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention includes, for example, a plate shape (steel plate) and a tubular shape (for example, a round tube or square tube obtained by forming a steel plate).
  • the thickness of the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 2.5 mm. Moreover, the thickness of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention is more preferably 1.0 mm or more. The thickness of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention is more preferably 1.5 mm or less.
  • a method for manufacturing ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention includes: A step of preparing a material to be treated having the above component composition; A step of subjecting the treated material to a finish annealing treatment at a finish annealing temperature of 1120°C or higher, That's what I mean. Further, a method for manufacturing ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention is a method for manufacturing ferritic stainless steel according to the above-described embodiment of the present invention. In addition, unless otherwise specified, the temperature related to the manufacturing method is based on the surface temperature of the slab, hot-rolled steel plate, cold-rolled steel plate, treated material, etc.
  • a material to be treated (a material to be subjected to a final annealing treatment to be described later) having the above-mentioned composition is prepared.
  • a material to be treated a material to be subjected to a final annealing treatment to be described later
  • the method for preparing the material to be treated There are no particular limitations on the method for preparing the material to be treated.
  • molten steel having the above-mentioned composition is melted through any secondary refining, and is made into a slab by a continuous casting method or an ingot-blowing method.
  • secondary refining include ladle refining and vacuum refining, with VOD method being particularly preferred.
  • continuous casting is preferred.
  • the slab is heated and subjected to various steps such as hot rolling, hot rolled sheet annealing, and cold rolling according to conventional methods to obtain a cold rolled steel sheet.
  • steps such as hot rolling, hot rolled sheet annealing, and cold rolling according to conventional methods to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the cold rolling may be performed once or twice or more with intermediate annealing interposed therebetween.
  • acid washing may be performed as appropriate. It is also possible to omit hot-rolled plate annealing.
  • the conditions for each step described above may be in accordance with conventional methods, but for example, slab heating temperature: 1100 to 1250°C, thickness of hot rolled steel plate obtained after hot rolling: 3 to 6 mm, total cold rolling.
  • Reduction ratio It is preferable to set it to 50% or more (more preferably 60% or more, still more preferably 70% or more).
  • the upper limit of the total reduction rate of cold rolling is not particularly limited.
  • the total rolling reduction in cold rolling is preferably 90% or less.
  • Final annealing temperature 1120° C. or higher
  • carbides and nitrides such as NbC and NbN, and Nb precipitated as a Laves phase (hereinafter also referred to as Laves phase) are dissolved in solid solution.
  • the final annealing temperature needs to be 1120° C. or higher.
  • the final annealing temperature is preferably 1150°C or higher, more preferably 1200°C or higher.
  • the final annealing temperature is preferably 1250°C or lower.
  • the final annealing temperature is the highest temperature reached in the final annealing process.
  • the finish annealing time described below is the holding (residence) time in the temperature range from -10° C. to the finish annealing temperature. The temperature during holding does not always have to be constant.
  • the hot-rolled plate annealing may be performed as a final annealing treatment, and the annealing temperature may be controlled within the above range.
  • the final annealing time is preferably 3 seconds or more.
  • the final annealing time is more preferably 30 seconds or more.
  • the final annealing time is preferably 600 seconds or less.
  • the final annealing time is more preferably 120 seconds or less.
  • the final annealing treatment conditions other than those described above are not particularly limited, and any conventional method may be used. Note that the final annealing treatment may be performed by continuous annealing.
  • pickling may be performed as appropriate. Further, brush grinding may be performed before pickling. Furthermore, depending on the application, skin pass rolling or the like may be performed to adjust the shape, surface roughness, and material quality of the steel sheet.
  • ferritic stainless steel for example, hot-rolled products such as hot-rolled steel sheets, and cold-rolled products such as cold-rolled steel sheets
  • the thus obtained ferritic stainless steel is then subjected to cutting, bending, stretching, and drawing depending on the respective application. It is processed and formed into a member.
  • the member include exhaust pipes of automobiles, exhaust ducts of thermal power plants, and fuel cell related members (eg, separators, interconnectors, reformers), and the like.
  • the method of welding these members is not particularly limited.
  • ordinary arc welding such as MIG (Metal Inert Gas), MAG (Metal Active Gas), TIG (Tungsten Inert Gas), resistance welding such as spot welding and seam welding, and high frequency resistance welding such as electric resistance welding, High frequency induction welding etc.
  • MIG Metal Inert Gas
  • MAG Metal Active Gas
  • TIG Tungsten Inert Gas
  • resistance welding such as spot welding and seam welding
  • high frequency resistance welding such as electric resistance welding, High frequency induction welding etc.
  • Manufacturing conditions other than those mentioned above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
  • the hot-rolled steel plate after hot-rolled annealing (hereinafter also referred to as hot-rolled annealed plate) was ground.
  • the hot-rolled annealed plate was cold-rolled at a reduction ratio of 60% to prepare a cold-rolled steel plate with a thickness of 2.0 mm that would be a material to be treated (a material to be subjected to final annealing treatment).
  • the prepared cold rolled steel sheet was subjected to finish annealing treatment under the conditions shown in Table 1 to obtain ferritic stainless steel.
  • the cold rolled steel sheet after finish annealing treatment will also be referred to as a cold rolled annealed sheet.
  • the final annealing time was 15 seconds in all cases.
  • a cellulose acetate membrane filter (pore size: 0.2 ⁇ m, 47 mm ⁇ ) was used to filter the extraction residue.
  • the collected extraction residue was put into a platinum crucible together with the filter and incinerated at 580°C. Thereafter, 0.75 g Na 2 O 2 +0.75 g LiBO 4 was added to the incinerated extraction residue, and then melted with a gas burner. Then, the obtained melt was dissolved by adding 25 ml of 0.8 mass% tartaric acid/10 vol% sulfuric acid, and the solution was adjusted to a constant volume of 100 ml with pure water.
  • the amount of precipitated Nb (percentage of the mass of precipitated Nb with respect to the mass of the strip-shaped small piece) was determined using an ICP emission spectrometer. Then, the value obtained by subtracting the quantified precipitated Nb amount from the Nb content of the steel component composition was defined as the solid solution Nb amount (mass %).
  • a test piece having the shape shown in FIG. 1 was produced by machining from the obtained ferritic stainless steel. Note that the parallel portion was 60 mm.
  • the prepared test piece was heated to 800° C., held for 15 minutes, and then subjected to a tensile test to measure the 0.2% proof stress (MPa). Note that the tensile speed was 0.2 mm/min (strain rate 5.6 ⁇ 10 ⁇ 5 /s).
  • the high temperature yield strength was evaluated based on the following criteria. Excellent (pass, particularly excellent): 80 MPa or more Good (pass): 60 MPa or more and less than 80 MPa Poor (fail): less than 60 MPa
  • the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention is suitable for use in exhaust system members of automobiles and the like.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention can also be suitably used as exhaust system members of thermal power generation systems and solid oxide fuel cell related members (separators, interconnectors, reformers, etc.). Can be done.

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Abstract

優れた高温耐力と、優れた耐酸化性とを有するフェライト系ステンレス鋼を提供する。所定の成分組成とし、かつ、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とする。

Description

フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
　本発明は、フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。本発明は、特に、高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた高温耐力と優れた耐酸化性とを有するフェライト系ステンレス鋼に関する。高温下で使用される排気系部材としては、例えば、自動車やオートバイの排気パイプ、エキゾーストマニホールド、コンバータケースおよびマフラー等（以下、自動車の排気パイプ等ともいう）、ならびに、火力発電プラントの排気ダクト等が挙げられる。
　自動車の排気パイプ等の排気系部材には、優れた高温耐力が要求される。
　このような自動車の排気系部材の素材として、例えば、ＮｂとＳｉとを複合添加したＴｙｐｅ４２９（１４ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．９ｍａｓｓｍａｓｓ％Ｓｉ－０．４ｍａｓｓ％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。
　また、ＮｂとＭｏとを複合添加して高温耐力を向上させたＪＩＳ　Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ－２ｍａｓｓ％Ｍｏ）も開発されている。
　さらに、特許文献１には、
「質量％にて、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０５～１％、Ｍｎ：０．６超～２％、Ｃｒ：１５～３０％、Ｍｏ：１～４％、Ｃｕ：１～３．５％、Ｎｂ：０．２～１．５％、Ｔｉ：０．０５～０．５％、Ｂ：０．０００２～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「質量％において，Ｃ：0.02％以下,Ｓi：0.6％未満,Ｍn：0.6％以上2.0％以下,Ｓ：0.006％以下,Ｐ：0.04％以下,Ｃr：17.0％以上22.0％以下,Ｎb：0.6％を超え1.5％以下,Ｍo：1.0％以上3.0％以下,Ｖ：0.01％以上0.5％以下,Ｃu：0.1％以上0.3％未満,Ｎ：0.02％以下,Ａl：0.005％以上0.05％以下,Ｏ：0.012％以下,ただし前記の範囲において，
Ｃ＋Ｎ≦0.03％
Ｍn／Ｓ≧200
16.8≦0.6Ｃr＋1.1Ｍo＋8.2Ｎb≦24.0
の関係を満足するようにこれらの元素を含有し, 残量がＦeおよび製造上の不可避的不純物からなる高温強度および溶接性に優れた耐熱用フェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
　加えて、Ｗを多量に含有させたフェライト系ステンレス鋼（以下、Ｗ含有フェライト系ステンレス鋼ともいう）として、例えば、特許文献３には
「質量％で、
Ｃ：０．０２％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：１２．０～１６．０％、
Ｍｏ：１．０～５．０％、
Ｗ：２．０％超、５．０％以下、
Ｎｂ：５（Ｃ＋Ｎ）～１．０％および
Ｎ：０．０２％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、室温で軟質かつ耐高温酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
特開２００９－２１５６４８号公報 特開平０６－０８８１６８号公報 特開２００４－０１８９２１号公報
　高温耐力について、例えば、８００℃における０．２％耐力で比較すると、Ｔｙｐｅ４２９は３０ＭＰａ程度である。これに対し、ＳＵＳ４４４では４５ＭＰａ程度、特許文献３に開示されるようなＷ含有フェライト系ステンレス鋼では５２ＭＰａ程度である。すなわち、ＳＵＳ４４４やＷ含有フェライト系ステンレス鋼ではそれぞれ、Ｔｙｐｅ４２９よりも約１．５～１．７倍に高耐力化されている。また、特許文献１および２に開示のフェライト系ステンレス鋼板の高温耐力も、これらと同程度の水準である。
　しかし、近年、例えば、自動車車体の軽量化の観点から、薄肉の材料の適用が志向される場合がある。この場合、従来よりもさらに高い高温耐力が要求される。
　また、自動車の排気系部材など、高温の排ガスに曝される環境で使用される材料については、耐酸化性も重要な特性となる。耐酸化性が不十分であると、使用中に酸化物が多く生成する。特に、薄肉の材料で酸化物が多く生成すると、供用中に厚さが足りなくなり、耐久性に悪影響を及ぼす。また、酸化物が剥離しやすくなって、剥離した酸化物によって排気系部材内で目詰まりを起こすなどのトラブルに繋がる。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、従来よりも格段に優れた高温耐力と、優れた耐酸化性とを有す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。
　また、本発明は、上記のフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。
　なお、「優れた高温耐力」とは、８００℃における０．２％耐力が６０ＭＰａ以上であることを意味する。
　また、「優れた耐酸化性」とは、１０００℃、大気雰囲気中で２００時間保持した際の酸化増量が２０ｇ／ｍ２以下であることを意味する。
　ここで、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
　その結果、以下の知見を得た。
（Ａ）成分組成を適正に制御する、特には、Ｎｂ：１．１０～３．００％の範囲で含有させ、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とすることにより、従来に比べ高温耐力が格段に向上する。
（Ｂ）Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～０．８０％、Ａｌ：０．０１～０．５０％の範囲で含有させたうえで、次式（１）を満足させることにより、優れた高温耐力を確保しつつ、耐酸化性も大きく向上させることができる。
（Ｃ）所定の固溶Ｎｂ量を確保するには、上記のように成分組成を適正に制御した被処理材を準備し、当該被処理材に仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を施すことが有効である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
　Ｃ：０．０１５％以下、
　Ｓｉ：０．０５～２．００％、
　Ｍｎ：０．０５～０．８０％、
　Ｐ：０．０４０％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ａｌ：０．０１～０．５０％、
　Ｎ：０．０２０％以下、
　Ｎｉ：０．０２～１．００％、
　Ｃｒ：１４．０～２５．０％、
　Ｎｂ：１．１０～３．００％および
　Ｍｏ：１．０～４．０％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
　次式（１）の関係を満足し、
　固溶Ｎｂ量が１．００質量％超である、フェライト系ステンレス鋼。
　　［Ｓｉ］－［Ｍｎ］＞０.００　　　・・・（１）
　ここで、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、上記の成分組成のＳｉおよびＭｎ含有量（質量％）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃｕ：２．００％以下、
　Ｖ：０．５０％以下、
　Ｗ：５．０％以下、
　Ｔｉ：０．３０％以下、
　ＲＥＭ：０．５０％以下、
　Ｚｒ：０．５０％以下、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、
　Ｍｇ：０．００５０％以下、
　Ｓｂ：０．５０％以下および
　Ｓｎ：０．５０％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、前記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
［３］前記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法であって、
　前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
　該被処理材に、仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、従来よりも格段に優れた高温耐力、具体的には、８００℃における０．２％耐力が６０ＭＰａ以上である高温耐力と、優れた耐酸化性とを有するフェライト系ステンレス鋼が得られる。これにより、本発明のフェライト系ステンレス鋼では、Ｔｙｐｅ４２９（８００℃における０．２％耐力：３０ＭＰａ程度）およびＳＵＳ４４４（８００℃における０．２％耐力：４５ＭＰａ）と比較して５０～３０％程度厚さを減らしても同程度の耐力が得られる。そのため、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、例えば、自動車の排気系部材に適用することにより、自動車車体の軽量化、ひいては燃費向上による二酸化炭素の排出量削減に大きく貢献する。
高温耐力の評価に使用する試験片の概略図である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
　まず、本発明の一実施形態に従う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。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０１５％以下
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃ含有量が０．０１５％を超えると、靭性および成形性が低下する。また、Ｃは、Ｎｂと結合して炭化物として析出する。そのため、Ｃ含有量が多くなるに従って、Ｎｂ炭化物の析出量が増加し、固溶Ｎｂ量が減少する。その結果、優れた高温耐力が得られなくなる。よって、Ｃ含有量は０．０１５％以下とする。Ｃ含有量は、成形性を確保する観点から、０．０１０％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、０．００３％以上が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００４％以上である。
Ｓｉ：０．０５～２．００％
　Ｓｉは、Ｃｒ２Ｏ３の生成を促進させることにより、耐酸化性を向上させる重要元素である。その効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、加工性を低下させる。また、Ｓｉは、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅ２Ｎｂで表される組成の金属間化合物（以下、単に、Ｌａｖｅｓ相ともいう）の析出を促進する。そのため、Ｓｉが過剰になると、固溶Ｎｂ量が減少し、優れた高温耐力が得られなくなる。よって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％以下である。さらに、後述するように、Ｓｉ含有量は上記範囲内で、かつ、後述する（１）式を満足する範囲内とする必要がある。
Ｍｎ：０．０５～０．８０％
　Ｍｎは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために含有される元素である。その効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｎの過剰な含有は、高温でのγ相の生成を招き、耐酸化性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は０．８０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。さらに、後述するように、Ｍｎ含有量は上記範囲内で、かつ、後述する（１）式を満足する範囲内とする必要がある。
Ｐ：０．０４０％以下
　Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１０％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。また、Ｓは、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。そのため、Ｓは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストの増加を招くので、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１～０．５０％
　Ａｌは、耐酸化性を向上する効果を有する元素である。その効果を得るため、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、Ｃｒ２Ｏ３の生成を妨げられ、耐酸化性が却って低下する。よって、Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３５％以下である。
Ｎ：０．０２０％以下
　Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性の低下が顕著となる。また、Ｎは、Ｎｂと結合して窒化物として析出する。そのため、Ｎ含有量が増加するに従って、鋼中の固溶Ｎｂ量が減少し、優れた高温耐力が得られなくなる。よって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。また、Ｎは、靭性および成形性を確保する観点から、できるだけ低減するのが好ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１５％未満が好ましい。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｎはコストの増加を招くので、Ｎ含有量は０．００４％以上が好ましい。
Ｎｉ：０．０２～１．００％
　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、Ｎｉ含有量は０．０２％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｉは、強力なγ相形成元素である。そのため、Ｎｉは、高温でγ相を生成して耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
Ｃｒ：１４．０～２５．０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性および耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素である。その効果、特に十分な耐酸化性を得るため、Ｃｒ含有量は１４．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．０％以上である。ただし、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化することによって、鋼を硬質化および低延性化する元素でもある。特に、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えると、鋼の硬質化および低延性化が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２０．０％以下である。
Ｎｂ：１．１０～３．００％
　後述するように、所期した高温耐力を得るためには、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とする必要である。そのため、Ｎｂを固溶させる処理、具体的には、仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を行う。しかし、その場合でも、炭窒化物や金属間化合物のままで、固溶されないＮｂが生じることがある。そのため、所定の固溶Ｎｂ量を得る観点から、Ｎｂ含有量は１．１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは１．６０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が３．００％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が析出しやすくなる。これにより、例えば、熱延鋼板の靭性が低下するなどして、製造性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は３．００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
Ｍｏ：１．０～４．０％
　Ｍｏは、鋼中に固溶して鋼の高温強度を向上させ、これにより、高温耐力を高める元素である。その効果を得るため、Ｍｏ含有量は１．０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．６％以上である。ただし、Ｍｏ含有量が４．０％を超えると、σ相が粗大に析出する。そのため、鋼の靭性が大きく低下する。よって、Ｍｏ含有量は４．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
［Ｓｉ］－［Ｍｎ］＞０.００　　・・・（１）
　上述したように、高温酸化環境において、ＳｉはＣｒ２Ｏ３の生成を促進する。また、Ｍｎは、ＭｎＣｒ２Ｏ４を生成する。Ｃｒ２Ｏ３とＭｎＣｒ２Ｏ４を比較すると、Ｃｒ２Ｏ３の方が、緻密性が高く、剥離しにくい。そのため、Ｃｒ２Ｏ３の方が、耐酸化性を高める効果が高い。よって、優れた耐酸化性を得るためには、ＭｎＣｒ２Ｏ４ではなく、Ｃｒ２Ｏ３を優先的に生成させることが必要である。ここで、ＭｎＣｒ２Ｏ４とＣｒ２Ｏ３のどちらが優先して生成するかは、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の大小関係によって変化する。具体的には、Ｓｉ－Ｍｎ＞０.００の場合、つまり、Ｓｉ含有量がＭｎ含有量超の場合、Ｃｒ２Ｏ３が優先的に生成する。一方、Ｓｉ－Ｍｎ≦０.００の場合、つまり、Ｓｉ含有量がＭｎ含有量以下の場合、ＭｎＣｒ２Ｏ４が優先的に生成する。そのため、優れた耐酸化性を得る観点から、上掲（１）式を満足させることが肝要である。好ましくは、［Ｓｉ］－［Ｍｎ］＞０.０５である。
　以上、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の成分組成では、さらに、以下の任意添加元素のうち少なくとも１種を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
　Ｃｕ：２．００％以下、
　Ｖ：０．５０％以下、
　Ｗ：５．０％以下、
　Ｔｉ：０．３０％以下、
　ＲＥＭ：０．５０％以下、
　Ｚｒ：０．５０％以下、
　Ｃｏ：０．５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、
　Ｃａ：０．００５０％以下、
　Ｍｇ：０．００５０％以下、
　Ｓｂ：０．５０％以下および
　Ｓｎ：０．５０％以下
Ｃｕ：２．００％以下
　Ｃｕは、６００℃近傍でε－Ｃｕとして微細に析出することにより、鋼の強度（耐力）を大きく増加させる効果を有する。その効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．３０％以上が好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．００％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、靭性の低下を招く。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．８０％以下である。
Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素である。また、Ｖを含有させることにより、Ｖが鋼中のＮと結びついて、微細な窒化物として析出する。これにより、ＮｂがＮと結びついて窒化物となることを抑制する。すなわち、Ｖは、所定の固溶Ｎｂ量を確保するうえ有利に作用し、高温耐力の向上効果をより大きくする元素である。その効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、靭性の低下を招く。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．２５％以下である。
Ｗ：５．０％以下
　Ｗは、鋼中に固溶することにより、鋼の高温強度を高める元素である。その効果を得るためには、Ｗ含有量は０．１％以上が好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｗ含有量が５．０％を超えると、表面性状の劣化を招く。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は５．０％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは３．５％以下である。
Ｔｉ：０．３０％以下
　Ｔｉは、Ｎｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつき、ＴｉＣまたはＴｉＮとして析出する。そのため、ＮｂがＮと結びついて窒化物となることを抑制する。すなわち、Ｔｉは、所定の固溶Ｎｂ量を確保するうえ有利に作用し、高温耐力の向上効果をより大きくする元素である。その効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
ＲＥＭ：０．５０％以下
　ＲＥＭ（希土類元素、rare earth metals）は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイド系元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍなど原子番号５７～７１までの元素）をいう。ＲＥＭは、耐酸化性を向上させる元素である。その効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．５０％を超えると、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．５０％以下とする。
Ｚｒ：０．５０％以下
　Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素である。その効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。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を含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｏ：０．５０％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、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｃｏは、高価な元素である。また、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｂ：０．００５０％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。その効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＢＮが生成して鋼の加工性が低下する。よって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。その効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。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％以下とすることが好ましい。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｍｇ：０．００５０％以下
　Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性を向上させる元素である。また、Ｎｂを含有する成分組成の鋼においては、Ｍｇは、Ｎｂの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。それらの効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｓｂ：０．５０％以下
　Ｓｂは、鋼の靭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は、Ｓｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えると、鋼の靭性が低下する。よって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｓｎ：０．５０％以下
　Ｓｎは、鋼の耐食性や高温強度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は、Ｓｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、鋼の加工性が低下する。よって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
　上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記の任意添加元素はいずれも０％であってもよい。また、上記の任意添加元素のうち、Ｖ、Ｗ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＳｂおよびＳｎの各元素について、その含有量が好適下限値未満の場合には、当該元素を不可避的不純物として含むともいえる。
　つぎに、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の鋼組織について、説明する。
　本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼の鋼組織は、面積率で９７％以上のフェライト相を有する。フェライト相は面積率で１００％、すなわち、フェライト単相であってもよい。
　なお、フェライト相以外の残部組織の面積率は３％以下である。このような残部組織としては、例えば、マルテンサイト相が挙げられる。
　ここで、フェライト相の面積率は、以下のようにして求める。
　供試材となるステンレス鋼から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施す。ついで、該試験片の１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状からマルテンサイト相とフェライト相とを区別する。ついで、画像処理によりフェライト相の面積率を求め、その平均値を算出することで、フェライト相の面積率を求める。
　また、残部組織の面積率は、１００％からフェライト相の面積率を減ずることにより、求める。
　そして、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼では、上記したように実質的にフェライト単相の組織としたうえで、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とすることが肝要である。
固溶Ｎｂ量：１．００質量％超
　Ｎｂは、特に、鋼中に固溶した状態で存在することにより、高温耐力の向上に有効に寄与する。すなわち、Ｎｂが、ＮｂＣやＮｂＮといった炭化物や窒化物、および、Ｌａｖｅｓ相として析出していると、高温耐力の向上効果は低下してしまう。そのため、所望の高温耐力を実現する観点から、固溶Ｎｂ量は１．００質量％超とする。固溶Ｎｂ量は、好ましくは１．５０質量％以上である。固溶Ｎｂ量の上限は特に限定されない。固溶Ｎｂ量は、例えば、好ましくは２．５０質量％以下、より好ましくは２．００質量％以下である。なお、後述するように、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とするには、仕上げ焼鈍温度を１１２０℃以上とする必要がある。また、固溶Ｎｂ量を１．５０質量％以上とするには、仕上げ焼鈍温度を１２００℃以上とすることが好適である。なお、固溶Ｎｂ量は、成分組成のＮｂ含有量（鋼中の全Ｎｂ量）から析出Ｎｂ量を減じることにより求める。詳細は、後述する実施例に記載するとおりである。
　また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の形状は、例えば、板状（鋼板）や管状（例えば、鋼板を造管して得られる丸管や角管）が挙げられる。
　さらに、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さ（鋼板の板厚や管の肉厚）は特に限定されないが、好ましくは０．５～２．５ｍｍである。また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さは、より好ましくは１．０ｍｍ以上である。本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さは、より好ましくは１．５ｍｍ以下である。
　なお、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の特性（高温耐力および耐酸化性）については、上述したとおりである。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う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。
　本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、
　上記の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
　該被処理材に、仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、をそなえる、
いうものである。
　また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法である。
　なお、製造方法に係る温度は、特に断らない限り、いずれもスラブや熱延鋼板、冷延鋼板、被処理材などの表面温度を基準とする。
［準備工程］
　まず、上記の成分組成を有する被処理材（後述する仕上げ焼鈍処理に供するための素材）を準備する。被処理材の準備方法については、特に限定されない。
　例えば、転炉または電気炉等公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬としては、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを加熱し、常法に従う、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延等の各工程を経て冷延鋼板を得る。このようにして、上記の成分組成を有する被処理材を準備することができる。なお、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い。また、適宜、酸洗を行ってもよい。また、熱延板焼鈍を省略することも可能である。さらに、用途によっては、熱間圧延後に得られる熱延鋼板を、上記の成分組成を有する被処理材とすることも可能である。
　なお、上記した各工程の条件は常法に従えばよいが、例えば、スラブ加熱温度：１１００～１２５０℃、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の板厚：３～６ｍｍ、冷間圧延の総圧下率：５０％以上（より好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上）とすることが好ましい。冷間圧延の総圧下率の上限は特に限定されない。例えば、冷間圧延の総圧下率は９０％以下が好ましい。
［仕上げ焼鈍処理工程］
　ついで、上記のように準備した被処理材に、仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を施すことが重要である。これにより、上記した本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上
　仕上げ焼鈍処理では、ＮｂＣやＮｂＮといった炭化物や窒化物、および、Ｌａｖｅｓ相（以下、Ｌａｖｅｓ相などともいう）として析出しているＮｂを固溶させる。仕上げ焼鈍温度が高いほど、Ｌａｖｅｓ相などの固溶が進み、固溶Ｎｂ量が増加する。ここでは、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とするため、仕上げ焼鈍温度を１１２０℃以上とする必要がある。仕上げ焼鈍温度は、好ましくは１１５０℃以上、より好ましくは１２００℃以上である。一方、仕上げ焼鈍温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して加工性が低下する場合がある。そのため、仕上げ焼鈍温度は１２５０℃以下が好ましい。ここで、仕上げ焼鈍温度は、仕上げ焼鈍処理工程での最高到達温度である。また、後述する仕上げ焼鈍時間は、仕上げ焼鈍温度－１０℃～仕上げ焼鈍温度の温度域での保持（滞留）時間である。保持中の温度は常に一定でなくてもよい。なお、熱延鋼板を被処理材とする場合には、熱延板焼鈍を仕上げ焼鈍処理として、その焼鈍温度を上記の範囲に制御してもよい。
　また、仕上げ焼鈍時間が３秒未満では、Ｌａｖｅｓ相などが十分に固溶せず、固溶Ｎｂ量を１．００質量％超とすることが困難となる場合がある。そのため、仕上げ焼鈍時間は３秒以上が好ましい。仕上げ焼鈍時間は、より好ましくは３０秒以上である。一方、仕上げ焼鈍時間が６００秒を超えると、結晶粒が粗大化して加工性が低下する場合がある。そのため、仕上げ焼鈍時間は６００秒以下が好ましい。仕上げ焼鈍時間は、より好ましくは１２０秒以下である。
　上記した以外の仕上げ焼鈍処理条件については特に限定されず、常法に従えばよい。なお、仕上げ焼鈍処理を連続焼鈍により行ってもよい。
　また、上記の仕上げ焼鈍処理後、適宜、酸洗を行ってもよい。また、酸洗前に、ブラシ研削を行ってもよい。さらに、用途によっては、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。
　かくして得られたフェライト系ステンレス鋼（例えば、熱延鋼板などの熱延製品や、冷延鋼板などの冷延製品）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、絞り加工等の加工を施して、部材に成形される。部材としては、例えば、自動車の排気パイプ等、火力発電プラントの排気ダクト、および、燃料電池関連部材（例えば、セパレータ、インタコネクター、改質器）等が挙げられる。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い。例えば、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。
　上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とした。ついで、鋼塊を１２００℃に加熱し、熱間圧延により、厚さ：３５ｍｍのシートバーとした。このシートバーから、長さ：２００ｍｍのシートバーを切り出した。切り出したシートバーを１１５０℃に加熱し、ついで、熱間圧延を施し、板厚：５ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、熱延鋼板に、熱延板焼鈍温度：１１００～１２５０℃の範囲で熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板焼鈍後の熱延鋼板（以下、熱延焼鈍板ともいう）に研削を施した。ついで、熱延焼鈍板に、圧下率：６０％の冷間圧延を施し、被処理材（仕上げ焼鈍処理に供するための素材）となる板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板を準備した。ついで、準備した冷延鋼板に、表１に示す条件の仕上げ焼鈍処理を施し、フェライト系ステンレス鋼を得た。以下、仕上げ焼鈍処理後の冷延鋼板を冷延焼鈍板ともいう。ここで、仕上げ焼鈍時間はいずれも１５秒とした。また、上述した方法により、得られたフェライト系ステンレス鋼の鋼組織を同定したところ、いずれも面積率で９７％以上のフェライト相により構成されていた。さらに、参考のため、従来のフェライト系ステンレス鋼で最も高い耐熱性を示す鋼種の１つであるＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２７）についても、上記と同様の条件で、冷延焼鈍板を作製した。そして、後述する固溶Ｎｂ量の測定、ならびに、高温耐力および耐酸化性の評価を行った。なお、明記していない条件については常法に従うものとした。
　かくして得られたフェライト系ステンレス鋼について、以下の要領により、固溶Ｎｂ量を測定した。測定結果を表１に示す。
＜固溶Ｎｂ量の測定＞
　得られたフェライト系ステンレス鋼から、幅：１０ｍｍ×長さ：５０ｍｍの短冊状小片を切り出し、短冊状小片の全ての面（６面）の酸化皮膜を、研磨によって除去した。ついで、この短冊状小片を用いて、析出物の定量分析を行った。すなわち、短冊状小片に、藤原製作所製電解装置：ＳＰＥＥＤ　ＡＮＡＬＹＺＥＲ　ＦＶ－１２８を用いて、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール（以下、１０％ＡＡ系電解液ともいう）中で、定電流電解を施し、析出物を抽出した。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径：０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用した。捕集した抽出残渣を、フィルタごと白金るつぼに入れて５８０℃で灰化した。その後、灰化した抽出残渣を、０．７５ｇ　Ｎａ２Ｏ２＋０．７５ｇ　ＬｉＢＯ４を加えたうえで、ガスバーナーにより溶融した。ついで、得られた融成物を、０．８ｍａｓｓ％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸　２５ｍｌを加えて溶解し、純水で１００ｍｌに定容した溶液を得た。この溶液を用いて、ＩＣＰ発光分光分析装置により析出Ｎｂ量（短冊状小片の質量に対する析出Ｎｂの質量の百分率）を定量した。そして、鋼の成分組成のＮｂ含有量から定量した析出Ｎｂ量を減じた値を、固溶Ｎｂ量（質量％）とした。
　また、得られたフェライト系ステンレス鋼について、以下の試験方法に従い、（１）高温耐力および（２）耐酸化性を評価した。評価結果を表１に併記する。
（１）高温耐力
　得られたフェライト系ステンレス鋼から、機械加工により図１に示す形状の試験片を作製した。なお、平行部は６０ｍｍとした。作製した試験片を８００℃に加熱し、１５分保持してから、引張試験を行い、０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。なお、引張速度は０．２ｍｍ／ｍｉｎ（ひずみ速度５．６×１０－５／ｓ）とした。そして、以下の基準により、高温耐力を評価した。
優（合格、特に優れる）：８０ＭＰａ以上
良（合格）：６０ＭＰａ以上８０ＭＰａ未満
不良（不合格）：６０ＭＰａ未満
（２）耐酸化性
　得られたフェライト系ステンレス鋼から、機械加工により、幅：２０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの試験片を作製した。なお、試験片の全ての面（６面）を＃３２０エメリー紙で研磨仕上げとした。ついで、試験片をアセトンで脱脂した後、試験片の寸法と質量を測定した。ついで、試験片を、１０００℃に設定した電気炉内に吊り下げ、大気雰囲気で２００時間均熱保持した。保持後、炉冷し、室温まで冷却した。ついで、試験片の質量を測定し、次式により酸化増量を算出した。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の（全面の）表面積（ｍ２）］
　そして、以下の基準により、耐酸化性を評価した。
優（合格、特に優れる）：酸化増量が１０ｇ／ｍ２未満
良（合格）：酸化増量が１０ｇ／ｍ２以上２０ｇ／ｍ２未満
不良（不合格）：酸化増量が２０ｇ／ｍ２以上
　なお、通常、異常酸化が生じると、酸化増量は５０ｇ／ｍ２を超えるが、ここでは、より厳しい２０ｇ／ｍ２未満を合格基準とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、発明例ではいずれも、優れた高温耐力と優れた耐酸化性とが同時に得られていた。また、発明例ではいずれも、高温耐力が、従来のフェライト系ステンレス鋼のなかで最高水準の耐熱性を示す鋼種であるＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２７）を上回った。酸化増量も、ＳＵＳ４４４と同等かＳＵＳ４４４よりも低いものであった。
　一方、比較例では、高温耐力および耐酸化性の少なくとも一方が十分とは言えなかった。
　すなわち、Ｎｏ．２８は、Ｓｉが適正範囲を超えるため、十分な固溶Ｎｂ量が得られず、高温耐力が不合格となった。
　Ｎｏ．２９は、Ｍｎが適正範囲を超えるため、耐酸化性が不合格となった。
　Ｎｏ．３０は、Ａｌが適正範囲を超えるため、耐酸化性が不合格となった。
　Ｎｏ．３１は、Ｎｉが適正範囲を超えるため、耐酸化性が不合格となった。
　Ｎｏ．３２は、Ｃｒが適正範囲に満たないため、耐酸化性が不合格となった。
　Ｎｏ．３３は、Ｎｂが適正範囲に満たないため、十分な固溶Ｎｂ量が得られず、高温耐力が不合格となった。
　Ｎｏ．３４は、Ｍｏが適正範囲に満たないため、高温耐力が不合格となった。
　Ｎｏ．３５は、Ｍｏが適正範囲を超えるため、高温耐力が不合格となった。
　Ｎｏ．３６は、[Ｓｉ]－［Ｍｎ］が適正範囲に満たないため、耐酸化性が不合格となった。
　Ｎｏ．３７は、仕上げ焼鈍温度が適正範囲に満たないため、十分な固溶Ｎｂ量が得られず、高温耐力が不合格となった。
　本発明の一実施形態に係る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。また、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼は、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関連部材（セパレータ、インタコネクター、改質器等）としても好適に用いることができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１５％以下、
    　Ｓｉ：０．０５～２．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～０．８０％、
    　Ｐ：０．０４０％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎ：０．０２０％以下、
    　Ｎｉ：０．０２～１．００％、
    　Ｃｒ：１４．０～２５．０％、
    　Ｎｂ：１．１０～３．００％および
    　Ｍｏ：１．０～４．０％
    であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
    　次式（１）の関係を満足し、
    　固溶Ｎｂ量が１．００質量％超である、フェライト系ステンレス鋼。
    　　［Ｓｉ］－［Ｍｎ］＞０.００　　　・・・（１）
    　ここで、［Ｓｉ］および［Ｍｎ］はそれぞれ、上記の成分組成のＳｉおよびＭｎ含有量（質量％）である。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃｕ：２．００％以下、
    　Ｖ：０．５０％以下、
    　Ｗ：５．０％以下、
    　Ｔｉ：０．３０％以下、
    　ＲＥＭ：０．５０％以下、
    　Ｚｒ：０．５０％以下、
    　Ｃｏ：０．５０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下、
    　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　Ｍｇ：０．００５０％以下、
    　Ｓｂ：０．５０％以下および
    　Ｓｎ：０．５０％以下
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
  3. 　請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法であって、
    　請求項１または２に記載の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
    　該被処理材に、仕上げ焼鈍温度：１１２０℃以上の条件で仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
    をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
     
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