JP5900715B1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents

Abstract

Ｃｕ、Ａｌ複合添加鋼において極めて優れた高温疲労特性を実現し、耐熱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：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ａｌ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．３０〜０．６５％、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量とがＳｉ≧Ａｌの関係を満たし、Ａｌ含有量とＯ含有量とがＡｌ／Ｏ≧１００の関係を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼とする。

Description

本発明は、優れた熱疲労特性、耐酸化性、高温疲労特性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼に関する。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、特に自動車やオートバイの排気管やコンバータケースおよび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好ましく適用できる。

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は、耐酸化性や熱疲労特性、高温疲労特性（以下、これらをまとめて「耐熱性」と呼ぶ。）に優れることが要求されている。ここで、熱疲労および高温疲労は具体的には以下の通りである。また、下記成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。

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際、周辺の部品との関係で拘束された状態にある。このため、排気系部材の熱膨張および収縮が制限されて素材自体に熱歪が発生する。この熱歪に起因した疲労現象のことを熱疲労という。

また、高温疲労とは、エンジンからの排ガスによって加熱された状態で振動を受け続けた際に亀裂が生じるなど破壊に至る現象である。

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（１５％Ｃｒ−０．９％Ｓｉ−０．４％Ｎｂ，例えばＪＦＥ ４２９ＥＸ）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、排ガス温度が９００℃を超えるような温度まで上昇すると、Ｔｙｐｅ４２９では要求特性を満たさないとはいえないものの、特に熱疲労特性を十分に満たすことができなくなる。

この問題に対応できる素材として、例えば、Ｎｂに加えてＭｏを添加して高温耐力を向上させた、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（例えば１９％Ｃｒ−Ｎｂ−２％Ｍｏ）や、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）。しかし、昨今におけるＭｏやＷ等の希少金属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。

高価なＭｏやＷを用いない耐熱性に優れた材料として、例えば、特許文献２には、Ｃｒを１０〜２０％含むＣｒ含有鋼に、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｖ：０．０３〜０．２０％を添加した自動車の排ガス流路部材用のフェライト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献３には、１０〜２０％Ｃｒ含有鋼に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．１０〜０．６０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２％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開示されている。また、特許文献４には、１５〜２５％のＣｒを含有するＣｒ含有鋼に、Ｃｕ：１〜３％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、Ｃｕを添加して熱疲労特性を向上させているのが特徴である。

一方、Ａｌを積極的に添加することによって、耐熱性の向上を図る技術も提案されている。例えば、特許文献５には、Ａｌ：０．２〜２．５％、Ｎｂ：０．５超〜１．０％、Ｔｉ：３×（Ｃ＋Ｎ）〜０．２５％の添加によって熱疲労特性を高めたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献６には、Ｃｒを１０〜２５％、Ｔｉ：３×（Ｃ＋Ｎ）〜２０×（Ｃ＋Ｎ）を含有するＣｒ含有鋼に、Ａｌの添加によって鋼表面にＡｌ_２Ｏ_３皮膜を形成し、耐酸化性を向上したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。さらに、特許文献７には、Ｃｒを６〜２５％を含有するＣｒ含有鋼に、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶおよびＡｌの添加によってＣおよびＮを固定し、ハイドロフォーム後の耐割れ性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。特許文献８には、Ｃｒを１６〜２３％を含有するＣｒ含有鋼に、Ｎｂ：０．３〜０．６５％に加えて適量のＣｕ：１．０〜２．５％とＡｌ：０．２〜１．０％を複合添加することにより優れた熱疲労特性、耐酸化性および高温疲労特性を有する鋼が開示されている。

特開２００４−０１８９２１号公報 国際公開番号ＷＯ０３／００４７１４号 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 特開２０１１−１４０７０９号公報

発明者らの研究によれば、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低下する。その結果、総合的に見ると、耐熱性が低下する。

特許文献５および６に開示された鋼は、Ａｌ添加によって高い高温強度や優れた耐酸化性を有する。しかし、Ａｌを添加しただけではその効果は十分に得られない。例えばＳｉ含有量が低い特許文献５の鋼では、Ａｌを添加しても、Ａｌが優先的に酸化物または窒化物を形成する。その結果、Ａｌの固溶量が低下して、所期した高温強度が得られない。また、１．０％を超える多量のＡｌが添加された特許文献６の鋼では、室温における加工性が著しく低下するだけでなく、ＡｌがＯ（酸素）と結びつき易いため、耐酸化性が低下してしまう。さらに、特許文献７に開示された鋼のように、ＣｕおよびＡｌが選択元素なので、ＣｕやＡｌ添加量が少ないかまたはＣｕやＡｌが適正量添加されていない場合には、優れた耐熱性が得られない。また、特許文献８のようにＣｕとＡｌを複合添加した鋼は優れた耐熱性を有しているが、さらに高温疲労特性を向上させることができればより好ましい。

そこで、本発明の目的は、ＣｕおよびＡｌの複合添加鋼において極めて優れた高温疲労特性を実現し、耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。なお、本発明における「極めて優れた高温疲労特性」とは、８５０℃で７５ＭＰａの平面曲げ応力を、１００×１０^５回繰り返し付加しても破断が生じないことをいう。また、本発明でいう「優れた熱疲労特性」とは具体的には、１００℃−８５０℃間で拘束率０．３５として繰り返したときの熱疲労寿命が１１２０サイクル以上であることをいう。また、本発明でいう「優れた耐酸化性」とは、大気中９５０℃で３００時間保持された後の酸化増量が２７ｇ／ｍ^２以下であることをいう。

発明者らは、Ｎｂに加えてＣｕおよびＡｌの複合添加鋼の高温疲労特性に及ぼす種々添加元素の影響について鋭意検討を重ね、鋼中Ｏ（酸素）量が高温疲労特性に影響することを見出し、本発明を完成するに至った。より具体的には、本発明は以下のものを提供する。

［１］質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２３．０％、Ａｌ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．３０〜０．６５％、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量とがＳｉ≧Ａｌの関係を満たし、Ａｌ含有量とＯ含有量とがＡｌ／Ｏ≧１００の関係を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。

［２］前記成分組成は、さらに、Ｂ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする［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、さらに、Ｃａ：０．００５０％以下およびＭｇ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼。

［４］前記成分組成は、さらに、Ｍｏ：０．１〜１．０％以下を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

本発明によれば、ＳＵＳ４４４を上回る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、特に、自動車等の排気系部材に好適に用いることができる。

高温疲労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。 熱疲労試験条件（温度、拘束条件）を示す図である。 図４は、高温疲労試特性に及ぼすＡｌ含有量およびＯ含有量の影響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の成分組成について説明する。下記成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。

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。しかし、Ｃ含有量が０．０１５％を超えると、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含有量は０．０１５％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％以下が好ましい。また、Ｃ含有量は、排気系部材としての強度を確保する観点からは０．００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００３〜０．００８％の範囲である。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉ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Ｓｉ含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼が硬質化し加工性が低下するので、本発明では、Ｓｉ含有量を１．０％以下とする。好ましくは０．２０％以上１．０％以下である。

また、Ｓｉは自動車の排ガスのように水蒸気を含む雰囲気下における耐酸化性向上に寄与する元素である。耐酸化性を向上させる必要がある場合には、Ｓｉ含有量を０．４０％以上にすることが好ましい。より好ましいＳｉ含有量は０．５０〜０．９０％である。

Ｓｉ≧Ａｌ
さらに、Ｓｉは、後述する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、高温においても固溶強化作用を有し、室温から高温までの全温度域で強度を増加させる効果を有する元素である。しかし、Ａｌ含有量がＳｉ含有量より多い場合には、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。このため、Ａｌは固溶強化に十分寄与することができなくなる。一方、Ｓｉ含有量がＡｌ含有量以上の場合には、Ｓｉが優先的に酸化して鋼板表面に緻密な酸化物層が連続的に形成される。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の酸化や窒化を最小限に抑えることができる。その結果、Ａｌの固溶状態が安定して確保されるので、高温強度を向上させることができる。したがって、本発明では、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量とがＳｉ≧Ａｌの関係を満たすようにする。Ｓｉ≧１．４×Ａｌを満たすようにＳｉ含有量、Ａｌ含有量を調整すればより好ましい。なお、上記不等式におけるＳｉ、Ａｌは各元素の含有量（質量％）を意味する。

Ｍｎ：１．０％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。また、Ｍｎは酸化スケールの剥離を抑制する効果も有する。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎを過剰に含有すると、高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は１．０％以下とする。好ましいＭｎ含有量は０．０５〜０．８０％である。さらに好ましくは０．１０〜０．５０％である。

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含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、０．０３０％以下である。

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ある。したがって、Ｓ含有量は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含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５％以下である。

Ｃｒ：１０．０〜２３．０％
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。Ｃｒ含有量が１０．０％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る。特にＣｒ含有量が２３．０％を超えると、その弊害が顕著となる。よって、Ｃｒ含有量は、１０．０〜２３．０％の範囲とする。好ましくは、１２．０〜２０．０％の範囲である。さらに好ましくは１４．０〜１８．０％である。

Ａｌ：０．２〜１．０％
Ａｌは、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、Ｃｕ添加鋼でＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を得るにはＡｌ含有量を０．２％以上にすることが必要である。一方、Ａｌ含有量が１．０％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下してしまう。よって、Ａｌ含有量は０．２〜１．０％の範囲とする。好ましくは、０．２５〜０．８０％の範囲である。より好ましくは０．３０〜０．５０％の範囲である。

また、Ａｌは鋼中に固溶し、固溶強化元素として働く効果を有する元素でもある。Ａｌは、７００℃を超える温度での高温強度の上昇に寄与するため、本発明では重要な元素である。また、Ａｌは、熱疲労試験のように歪速度が小さい場合に、より固溶強化効果を強く発揮する。前述したように、Ａｌ含有量がＳｉ含有量よりも多い場合、Ａｌは高温において優先的に酸化物や窒化物を形成する。その結果、Ａｌの固溶量が減少して、Ａｌは固溶強化に寄与しにくくなる。逆に、Ａｌ含有量がＳｉ含有量以下の場合、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。その結果、Ａｌの固溶強化により高温強度を高めることが可能となる。

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る。Ｎ含有量が０．０１５％を超えるとこの不利益が顕著に現れる。よって、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。なお、Ｎ含有量は、靭性および成形性を確保する観点からは、できるだけ低減するのが望ましく、０．０１２％未満とするのが好ましい。このように、Ｎを積極添加しないことが好ましい。ただし、Ｎ含有量を０．００４％未満まで低減するには脱窒に時間がかかり製造コストが高くなってしまう。そこで、特性とコストのバランスを考慮し、Ｎ含有量は０．００４％以上０．０１２％未満が望ましい。

Ｃｕ：１．０〜２．０％
Ｃｕは、熱疲労特性の向上に非常に有効な元素である。本発明のようなＮｂ添加鋼において、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るには、Ｃｕ含有量を１．０％以上とする必要がある。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、鋼を著しく硬質化し室温での加工性が著しく低下するとともに、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の含有は、熱疲労特性を向上させるものの、鋼自身の耐酸化性を低下させる。つまり、Ｃｕの含有により、総合的には耐熱性が低下する場合がある。総合的に耐熱性が減少する原因は、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含有量は、１．０〜２．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜１．８％の範囲である。より好ましくは１．２〜１．６％である。

Ｎｂ：０．３０〜０．６５％
Ｎｂは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成してＣやＮを固定し、耐食性や成形性および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させる作用を有する。したがって、Ｎｂは本発明において重要な元素である。このような効果は、Ｎｂ含有量を０．３０％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．６５％を超えると、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）が析出しやすくなり、脆化が促進される。さらに、Ｎｂ固溶量が減少すると高温強度向上効果が失われてしまう。よって、Ｎｂ含有量は０．３０〜０．６５％の範囲とする。好ましくは、０．３５〜０．５５％の範囲である。なお、高温強度と靭性のバランスを考慮するとＮｂ含有量は０．４０〜０．５０％の範囲が好ましい。より好ましくは０．４３〜０．４８％の範囲である。

Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、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る。また、本発明のようなＡｌ含有鋼において、Ｔｉは耐酸化性の向上に極めて有効な元素である。特に１０００℃を超える高温域で使用される場合には、優れた耐酸化性を得るために、Ｔｉは有効な添加元素である。そのような高温での耐酸化性を得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、耐酸化性向上効果が飽和するのみならず、粗大な窒化物の生成により靭性の低下を招く。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。さらには、粗大なＴｉＮは高温疲労試験の際にも亀裂の起点となりやすいため、優れた高温疲労特性が得られなくなる。よって、Ｔｉ含有量の上限は０．５０％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る。Ｔｉ含有量を０．１５％超えとすることで、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含有量を０．１５％超〜０．５％の範囲とするのが好ましい。

Ｔｉの含有によって、Ａｌ含有鋼の耐酸化性が向上する理由は、鋼中に添加されたＴｉは高温でＮと優先的に結合することで、ＡｌがＮと結合してＡｌＮとなって析出するのを抑制するからである。これによって鋼中でフリーなＡｌが増加し、前述した鋼板表面に生成した緻密なＳｉ酸化物層で食い止められず通過して侵入したＯ（酸素）は、母材とＳｉ酸化物層の界面にＡｌ酸化物（Ａｌ_２Ｏ_３）を形成し、ＦｅやＣｒがＯと結びついて酸化するのを抑制することができる。その結果、上記Ｓｉ酸化物層とＡｌ酸化物の二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。

Ｏ（酸素）：０．００３０％以下
Ｏは本発明のようなＡｌ含有鋼において重要な元素である。鋼中に存在するＯは、高温に曝された際に、鋼中のＡｌと優先的に結びつき、Ａｌの固溶量を減少させる。Ａｌの固溶量が減少すると高温強度が低下する。また、鋼中で粗大に析出したＡｌ酸化物は、高温疲労試験において亀裂発生の起点となり、鋼の高温疲労特性を低下させる。Ｏが鋼中に多く存在すると、それだけ多くのＡｌと結びついてＡｌの固溶量が減少してしまうのみならず、外部からＯを侵入させやすくする。このため、Ｏが鋼中に多く存在すると、鋼中Ｏ含有量以上にＡｌ酸化物を形成しやすくなってしまう。従って、Ｏ含有量はなるべく低減するのが好ましく、その含有量は０．００３０％以下に限定する。好ましくは０．００２０％以下である。さらに好ましくは０．００１５％以下である。

Ａｌ／Ｏ≧１００
上述したように、本発明のようにＡｌを添加した鋼においては、Ａｌの固溶強化を利用した高温疲労特性向上のためにＯ含有量の低減が重要となる。さらに、発明者らは、高温疲労特性に及ぼすＡｌとＯの含有量比の影響も精査し、Ａｌ：０．２〜１．０％かつＯ：０．００３０％以下を満たした上で、Ａｌ／Ｏ≧１００を満たすことによって、極めて優れた高温疲労特性が鋼に付与されることを見出した。この効果が得られる理由としては、鋼中に存在するＯと結びついて生成したＡｌ酸化物は、高温に曝された際に外気から侵入したＯと結びついたＡｌ酸化物に比べ緻密性に劣るため、耐酸化性の向上に寄与しにくく、外気からのさらなるＯの侵入を許し、亀裂の起点となるＡｌ酸化物の生成を促進してしまうためと考えられる。

基礎試験
以下、鋼の成分組成を規定する成分％は、全て質量％を意味する。
成分組成は、Ｃ：０．０１０％、Ｓｉ：０．８％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０３０％、Ｓ：０．００２％、Ｃｒ：１７％、Ｎ：０．０１０％、Ｃｕ：１．３％、Ｎｂ：０．５％、Ｔｉ：０．１％、をベースとし、これにＡｌ、Ｏをそれぞれ０．１〜０．５％、０．００１〜０．００６％の範囲で含有量を種々に変化させた鋼を実験室的に溶製して３０ｋｇ鋼塊とした。鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して厚さ３５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。このシートバーを１０５０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後９００〜１０５０℃で熱延板焼鈍し酸洗した熱延焼鈍板を冷間圧延により板厚を２ｍｍとし、８５０〜１０５０℃で仕上げ焼鈍して冷延焼鈍板とした。これを下記の高温疲労試験に供した。

高温疲労試験
上記のようにして得た冷延焼鈍板から図１に示すような形状の高温疲労試験片を作製し、下記の高温疲労試験に供した。

シェンク式疲労試験機により、８００℃、１３００ｒｐｍの条件で冷延焼鈍板表面に７０ＭＰａの曲げ応力を負荷した。このとき試験片が破損するまでのサイクル数（破損繰り返し数）を高温疲労寿命として、下記のように評価した。
○（合格）：繰り返し数１００×１０^５回で破断無し
△（不合格）：繰り返し数１５×１０^５回以上１００×１０^５回以下で破断
×（不合格）：繰り返し数１５×１０^５回未満で破断
図４に高温疲労試験の結果を示す。図４から、Ｏ含有量を０．００３０％以下、Ａｌ含有量を０．２％以上さらにＡｌ／Ｏ≧１００とすることにより、極めて優れた高温疲労寿命が得られることがわかる。なお、横軸のＯ（％）はＯ含有量を意味し、縦軸のＡｌ（％）はＡｌ含有量を意味する。

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、Ｎｉ、Ｃａ、ＭｇおよびＭｏ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。

Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、鋼の加工性、特に二次加工性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｂは鋼中のＮと結びつくことでＡｌが窒化してしまうのを防ぐ効果も有する。これらの効果は、Ｂ含有量を０．０００３％以上にすることで得られる。Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、ＢＮが過剰に生成し、また、ＢＮが粗大化しやすくなるため、加工性が低下する。よって、Ｂを添加する場合は、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。さらに好ましくは０．０００８〜０．００１５％である。

ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｚｒ：０．５０％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る。その効果を得るためには、ＲＥＭであればその含有量を０．００５％以上、Ｚｒであればその含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。ＲＥＭ含有量が０．０８０％を超えると、鋼が脆化する。また、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、Ｚｒ金属間化合物が析出して、鋼が脆化する。よって、ＲＥＭおよびＺｒを含有する場合は、それぞれ０．０８０％以下、０．５０％以下とする。

Ｖ：０．５０％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、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることで顕著となる。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）の析出を招き、鋼の表面性状が低下する。よって、Ｖを添加する場合、その含有量は０．５０％以下とする。また、その含有量は０．０１〜０．５０％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．０３〜０．４０％の範囲である。さらに好ましくは０．０５〜０．２０％未満である。

また、Ｖは、鋼の靭性向上にも有効な元素である。特に、１０００℃以上の耐酸化性が求められるためにＴｉを含有するＴｉ含有鋼に、Ｖを添加することは、靭性の向上の観点から極めて有効である。この効果は、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。Ｖ含有量が０．５０％を超えると靭性が低下する。よって、靭性が求められる用途に用いられるＴｉ含有鋼では、Ｖ含有量を０．０１〜０．５０％の範囲にすることが好ましい。

なお、Ｔｉ含有鋼における上記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生じると考えられる。ＴｉＮに比べて成長速度が遅い（Ｔｉ、Ｖ）Ｎが析出するようになり、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と考えられるからである。

Ｃｏ：０．５０％以下
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。また、Ｃｏは、鋼の熱膨張係数を低減し、熱疲労特性を向上させる効果も有する。その効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、また、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えても、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、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．２０％の範囲である。なお、優れた冷延板の靭性が必要とされる場合には、Ｃｏ含有量を０．０２〜０．２０％とするのが好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。また、Ｎｉは、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。その効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。一方、Ｎｉは高価であることに加えて、強力なγ相形成元素でありＮｉの含有により高温でγ相が生成しやすくなる。γ相が生成すると、耐酸化性が低下するのみならず、熱膨張係数が増加し、熱疲労特性も低下する。よって、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．０５〜０．４０％の範囲である。より好ましくは０．１０〜０．２５％である。

Ｃａ：０．００５０％以下
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Ｃａ含有量を０．０００５％以上にすることで得られる。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含有量を０．００５０％以下とする必要がある。従って、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲が好ましい。より好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲である。さらに好ましくは０．０００５％以上０．００１５％以下の範囲である。

Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靱性を向上させるのに有効な元素である。さらに、Ｍｇは、ＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制するのに有効な元素である。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため靱性が低下する。また、Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、Ｎｂの鋼中の固溶量が低下するため、熱疲労特性の低下につながる。Ｍｇ含有量を０．００１０％以上にすることで、それらの効果が得られる。一方で、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。従って、Ｍｇを添加する場合、その含有量を０．００１０％以上０．００５０％以下の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上０．００２０％以下の範囲である。

Ｍｏ：０．１〜１．０％以下
Ｍｏは、高温強度を増加させることで耐熱性を向上させることができる元素である。また、Ｍｏは高価な元素なため積極的に添加されない傾向にある。コストを考慮せず優れた耐熱性が必要な場合には、Ｍｏを０．１〜１．０％の範囲で含有してもよい。

上記必須元素、選択元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。

本発明のステンレス鋼の製造方法は特に限定されず、基本的に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る。ただし、本発明に重要な鋼中Ｏ含有量を低減するために、後述するように精錬工程において製造条件をコントロールする。製造方法の例を以下に示す。転炉、電気炉等の公知の溶解炉で鋼を溶製し、あるいはさらに取鍋精錬、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する。このとき、本発明において重要な元素であるＯ含有量を十分に低減する必要がある。このとき、Ａｌを添加するのみでは鋼中Ｏ含有量が十分に低減されない場合もある。例えば、生成するスラグの塩基度（ＣａＯ／Ａｌ_２Ｏ_３）が小さいと平衡酸素濃度が大きくなってしまい、鋼中Ｏ含有量が高くなってしまう。また、真空精錬後の大気開放時間が長くなると、大気中からの酸素が鋼中に侵入してくる可能性がある。そのため、本開発鋼を製造する際は、スラグの塩基度が大きくなるよう制御し、かつ真空精錬後の溶鋼が大気中に保持される時間をなるべく短くする。次いで、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、酸洗等の工程を経て冷延焼鈍板を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い。また、冷間圧延、仕上げ焼鈍、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い。また、鋼板の表面光沢や粗度調整が要求される場合には、冷間圧延後の冷延板あるいは仕上げ焼鈍後の焼鈍板に、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以下説明する。

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（スラブ）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、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、板材以外の形状に熱間加工してもよい。こうして得られた熱延板は、その後９００〜１１００℃の温度で連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールし、熱延製品とする。ただし、本発明では上記焼鈍を行わなくてもよく、この場合に熱間圧延後の熱延板を熱延製品とする。また、焼鈍後の冷却速度は特に制限はしないが、なるべく短時間で冷却することが望ましい。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を除去してもよい。

さらに、上記熱延焼鈍板又は熱延板を、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回以上の冷間圧延工程の総圧下率は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。ここでも、焼鈍後の冷却速度は特に制限はしないが、なるべく大きくすることが望ましい。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、切断や曲げ加工、張り出し加工および／または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、触媒外筒材および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、インタコネクターおよび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）および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例示できる。

表１（表１−１、表１−２および表１−３を合わせて表１とする）に示した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、鍛造して二分割した。その後、二分割した片方の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板とした。その後、１０００〜１１００℃の範囲内で組織を確認し、鋼毎に決定した温度で熱延板焼鈍し、酸洗した。その後、圧下率６０％の冷間圧延し、１０００〜１１００℃の範囲内の温度で組織を確認して鋼毎に決定した温度で仕上げ焼鈍し、酸洗して板厚が２ｍｍの冷延焼鈍板とした。この冷延焼鈍板を用いて下記の高温疲労試験に供した。

＜高温疲労試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍板から図１に示す形状の試験片を作製し、高温平面曲げ疲労試験に供した。試験温度は８５０℃、周波数２２Ｈｚ（＝１，３００ｒｐｍ）とし、平面応力が７５ＭＰａとなるように両振りの曲げを繰り返し、亀裂が生じたサイクル数を寿命として測定して、下記のように評価した。
○（合格）：繰り返し数１００×１０^５回で破断無し
△（不合格）：繰り返し数１５×１０^５回以上１００×１０^５回以下で破断
×（不合格）：繰り返し数１５×１０^５回未満で破断
以上より得られた結果を表１にまとめて示す。

＜大気中連続酸化試験＞
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℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内にサンプルを吊り下げて、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／ｍ^２）を算出した。なお、試験は各２回実施し、酸化増量の平均値が２７ｇ／ｍ^２以下の場合を「○」（合格）、２７ｇ／ｍ^２を超えた場合は「×」（不合格）として耐酸化性を評価した。

＜熱疲労試験＞
二分割した上記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２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。

熱疲労試験は、図３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。この際の昇温速度および降温速度はそれぞれ１０℃／ｓｅｃとし、１００℃での保持時間は２ｍｉｎ、８５０℃での保持時間は５ｍｉｎとした。なお、熱疲労寿命は、１００℃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、試験初期（５サイクル目）の応力に対して７５％まで応力が低下したときのサイクル数とした。熱疲労特性は、１１２０サイクル以上の場合を「○」（合格）、１１２０サイクル未満の場合を「×」（不合格）として評価した。

上記実施例の高温疲労試験、大気中連続酸化試験および熱疲労試験の結果を表１にまとめて示した。表１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は、優れた熱疲労特性および耐酸化性に加えて、極めて優れた高温疲労特性が得られており、本発明の目標を満たしている。一方、本発明の範囲を外れる比較例の鋼では極めて優れた高温疲労特性を得られたものは無く、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、自動車等の高温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：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２１．１％、Ａｌ：０．２〜１．０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．３０〜０．６５％、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   Ｓｉ含有量とＡｌ含有量とがＳｉ≧Ａｌの関係を満たし、
   Ａｌ含有量とＯ含有量とがＡｌ／Ｏ≧１００の関係を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
2. 前記成分組成は、さらに、Ｂ：０．００３０％以下、ＲＥＭ：０．０８０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｃｏ：０．５０％以下およびＮｉ：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. 前記成分組成は、さらに、Ｃａ：０．００５０％以下およびＭｇ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有す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. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．３６〜１．０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

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