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WO2012133573A1 - 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2012133573A1
WO2012133573A1 PCT/JP2012/058218 JP2012058218W WO2012133573A1 WO 2012133573 A1 WO2012133573 A1 WO 2012133573A1 JP 2012058218 W JP2012058218 W JP 2012058218W WO 2012133573 A1 WO2012133573 A1 WO 2012133573A1
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WO
WIPO (PCT)
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stainless steel
ferritic stainless
temperature
steel sheet
heat resistance
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2012/058218
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
濱田　純一
憲博 神野
井上　宜治
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to KR1020137022243A priority patent/KR101557463B1/ko
Priority to CN2012800158527A priority patent/CN103459639A/zh
Priority to US14/008,406 priority patent/US20140023550A1/en
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    • F01N13/10—Other arrangements or adaptations of exhaust conduits of exhaust manifolds
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    • F01N—GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; GAS-FLOW SILENCERS OR EXHAUST APPARATUS FOR INTERNAL-COMBUSTION ENGINES
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    • F01N2530/02—Corrosion resistive metals
    • F01N2530/04—Steel alloys, e.g. stainless steel

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance and particularly suitable for use in exhaust system members that particularly require high-temperature strength and oxidation resistance, and a method for producing the same.
  • Exhaust system members such as exhaust manifolds, front pipes, and center pipes for automobiles pass high-temperature exhaust gas exhausted from the engine, so there are various materials such as oxidation resistance, high-temperature strength, and thermal fatigue characteristics. Characteristics are required.
  • cast iron is generally used for automobile exhaust members, but an exhaust manifold made of stainless steel is used from the viewpoints of strengthening exhaust gas regulations, improving engine performance, and reducing the weight of the vehicle body. It became so.
  • the exhaust gas temperature varies depending on the vehicle type and engine structure, but in general gasoline vehicles are often around 700-900 ° C, and materials that have high high-temperature strength and oxidation resistance in an environment that is used for a long time in such a temperature range are desired. ing.
  • austenitic stainless steel has excellent heat resistance and workability, but due to its large thermal expansion coefficient, thermal fatigue failure occurs when applied to a member that repeatedly receives heating and cooling, such as an exhaust manifold. It is easy to produce.
  • ferritic stainless steel has a smaller coefficient of thermal expansion than austenitic stainless steel, and is excellent in thermal fatigue characteristics and scale peel resistance. Further, compared with austenitic stainless steel, it does not contain Ni, so the material cost is low and it is used for general purposes.
  • ferritic stainless steel has lower high-temperature strength than austenitic stainless steel, a technique for improving high-temperature strength has been developed. For example, there are SUS430J1 (Nb-added steel), Nb-Si-added steel, and SUS444 (Nb-Mo-added steel) of Japan Industrial Standard (JIS), all of which are premised on the addition of Nb. This increased the high-temperature strength by solid solution strengthening or precipitation strengthening with Nb.
  • Patent Documents 1 to 4 disclose techniques for adding Cu or Cu-V composites as alloys that contribute to improving high-temperature strength.
  • Cu addition in Patent Document 1 has been studied for addition of 0.5% or less in order to improve low-temperature toughness, and is not an addition from the viewpoint of heat resistance.
  • Patent Documents 2 to 4 disclose techniques for improving high-temperature strength in a temperature range of 600 ° C. or 700 to 800 ° C. by utilizing precipitation strengthening by Cu precipitates.
  • Patent Documents 1 and 2 and Patent Documents 5 to 7 disclose steel containing B as a ferritic stainless steel having excellent high temperature characteristics.
  • Patent Documents 8 to 13 Measures relating to ferritic stainless steel added with W are disclosed in Patent Documents 8 to 13 as countermeasures for increasing the temperature of exhaust gas.
  • W is known as an element for improving the high-temperature strength.
  • the addition of W has a problem in terms of the problem that the workability (elongation) is deteriorated and the part processing becomes difficult and the cost is low.
  • bonds with Fe and precipitates as the Laves phase mentioned later at high temperature when the Laves phase coarsened, there existed a subject which cannot improve heat resistance effectively.
  • Patent Documents 14 and 15 disclose that the high temperature strength of ferritic stainless steel is ensured by defining the sum of Mo and W to be added, and Mo + W. However, the Laves phase is also coarsened.
  • Patent Document 16 describes that the inclusion of P has an adverse effect due to the precipitation of FeTiP, so the P content needs to be kept low.
  • Patent Document 17 stipulates that P in ferritic stainless steel is useful for increasing the strength at high temperatures (solid solution strengthening), and that P is contained up to 0.1% by weight. Including embodiments are not disclosed.
  • JP 2006-37176 A International Publication WO2003 / 004714 Japanese Patent No. 3468156 Japanese Patent No. 3397167 JP-A-9-279312 JP 2000-169943 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-204590 JP 2009-215648 A JP 2009-235555 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-206944 JP 2008-189974 A Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-120893 JP 2009-120894 A JP 2009-197306 A JP 2009-197307 A JP 2000-336462 A Japanese Patent No. 30216656
  • the present invention provides a ferritic stainless steel that is used in a thermal environment where the maximum temperature of exhaust gas is 950 ° C. and is excellent in heat resistance and workability.
  • the present invention balances various solid solution elements including P and disperses various precipitates, thereby improving high temperature characteristics and excellent ferritic stainless steel for exhaust manifolds having excellent room temperature workability.
  • An object is to provide a steel sheet. That is, the present invention is a new ferritic stainless steel sheet that balances refinement of precipitates and solid solution strengthening, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors investigated in detail about the expression property of the high temperature strength at 950 ° C., the improvement of the thermal fatigue life, the suppression of abnormal oxidation, and the ductility at normal temperature. As a result, the following knowledge was obtained. That is, the present invention secures the amount of precipitates generated at 950 ° C. and controls the precipitation form when adding a predetermined amount of Cu as a precipitation strengthening element while controlling Mo and W to appropriate amounts. By doing so, precipitation strengthening is effectively expressed. Moreover, this invention ensures heat resistance, suppressing a ductility fall as much as possible by combining with the solid solution strengthening by Nb, Mo, and W.
  • an intermetallic compound called a Laves phase generated by adding Nb, Mo, and W in combination, and ⁇ -Cu generated by adding Cu are utilized as high-temperature precipitation strengthening.
  • the precipitates become coarse, so that the precipitation strengthening ability acts only for a very short time.
  • the thermal fatigue life of the steel material is not improved and the steel material is destroyed in a short time. Therefore, the present inventors use the compound of Fe and P as the precipitation sites, so that the aforementioned Laves phase and ⁇ -Cu are finely and uniformly precipitated in the grains, and as a result, the precipitation strengthening is stable for a long time.
  • the thermal fatigue life is improved. Furthermore, the present inventors have found that the high temperature characteristics are further improved by utilizing the solid solution strengthening by solid solution Nb, Mo, and W. In addition, the present inventors have found that both the thermal fatigue life and the room temperature ductility can be achieved by defining the addition amounts of Mo + W and Cu within a predetermined range. As a result, it is possible to provide a highly reliable ferritic stainless steel sheet having high heat resistance and freedom of parts processing in a temperature range where the maximum temperature of exhaust gas is 950 ° C. In addition, Mo + W is mass% and is the sum of Mo addition amount and W addition amount.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) In mass%, C: 0.02% or less, N: 0.02% or less, Si: more than 0.1 to 1.0%, Mn: 0.5% or less, P: 0.02 to 0.10%, Cr: 13.0 to 20.0%, Nb: 0.5 to 1.0%, Cu: 1.0 to 3.0%, Mo: 1.5 to 3.5%, W : 2.0% or less, B: 0.0001 to 0.0010%, and Al: 0.01 to 1.0%, the balance is made of Fe and inevitable impurities, and Mo + W is 2.0 to 3 A ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance and workability, characterized by being 5%.
  • the C content is set to 0.02% or less.
  • excessive reduction leads to an increase in refining costs, so 0.001 to 0.009% is desirable.
  • N like C, deteriorates moldability and corrosion resistance and causes a decrease in high-temperature strength, so the smaller the content, the better. Therefore, the N content is set to 0.02% or less. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so 0.003 to 0.015% is desirable.
  • Si is an element useful as a deoxidizer and an element that improves high-temperature strength and oxidation resistance.
  • High-temperature strength and oxidation resistance increase with increasing Si content, and the effect is manifested at over 0.1%.
  • Mo and W when combined with Mo and W, the effect is remarkable.
  • excessive addition reduces the room temperature ductility, so the upper limit is made 1.0%. In consideration of manufacturability, 0.2 to 0.5% is desirable.
  • Mn is an element added as a deoxidizer and contributes to an increase in high-temperature strength in a temperature range of about 600 to 800 ° C. (medium temperature range).
  • addition of more than 0.5% tends to cause scale adhesion and abnormal oxidation due to formation on the Mn-based oxide surface layer at high temperatures.
  • the upper limit was made 0.5% or less. Further, considering the pickling property and the room temperature ductility in the production of the steel sheet, 0.05 to 0.2% is desirable.
  • P is an important element for controlling the precipitation of the Laves phase and ⁇ -Cu. Usually, it is desirable to reduce P as much as possible from the viewpoint of workability.
  • the Laves phase and ⁇ -Cu are finely dispersed and precipitated at 950 ° C. using this compound as a nucleus, and these can be maintained for a long time at a high temperature. Prevents coarsening of precipitates. If the Laves phase or ⁇ -Cu precipitates alone in the ferrite grains and grain boundaries of the parent phase, it coarsens early and the precipitation strengthening ability decreases, and the origin of cracks and crack propagation are accelerated during the thermal fatigue process. End up.
  • Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance in the present invention. If it is less than 13%, oxidation resistance cannot be particularly secured. If it exceeds 20%, workability and toughness are deteriorated. Further, considering the manufacturability and high temperature ductility, 16 to 18% is desirable.
  • Nb is an element necessary for improving high-temperature strength by strengthening solid solution and strengthening precipitates.
  • C and N are fixed as carbonitrides, and there is also a role that contributes to the development of the recrystallization texture that affects the corrosion resistance and r value of the product plate.
  • the strength at 950 ° C. is mainly solid solution strengthening, but when added in combination with Mo and W, it contributes to the fine precipitation of the Laves phase and promotes the formation of Fe and P compounds that become the precipitation sites of the Laves phase. Also have.
  • Cu contributes to precipitation strengthening due to ⁇ -Cu precipitation, but in order to secure a precipitation amount contributing to high temperature strength at 950 ° C., addition of 1.0% or more is necessary, so the lower limit is 1.0%. It was. Furthermore, as described above, the ⁇ -Cu precipitates interact with the Fe—P-based precipitates and finely disperse with each other. This is a significant difference from Patent Document 16. On the other hand, Cu is an element that significantly lowers the room temperature ductility. If more than 3.0% is added, the total elongation of the steel sheet does not reach 30% required for normal press forming, so the upper limit was made 3.0%. . Furthermore, considering the manufacturability and oxidation resistance, 1.2 to 2.0% is desirable.
  • Mo is an element effective as a solid solution strengthening at 950 ° C., and also generates a Laves phase (Fe 2 Mo) to bring about an effect of precipitation strengthening. These effects are manifested at 1.5% or more. However, excessive addition increases the alloy cost, and addition of more than 3.5% significantly deteriorates room temperature ductility and oxidation resistance. 0.5%. Furthermore, considering the manufacturability, 1.5 to 2.7% is desirable.
  • W like Mo
  • the Laves phase of Fe 2 (Nb, Mo, W) is precipitated.
  • W is added, the coarsening of the Laves phase is suppressed and the precipitation strengthening ability is improved.
  • the cause of this is thought to be due to the interaction between W and the FeP compound that forms the precipitation site of Fe 2 (Nb, Mo, W).
  • these Laves phases tend to become fine due to the coexistence with the Fe—P-based precipitates.
  • the Cu precipitates, the Laves phase, and the three types of Fe—P-based precipitates affect each other, finely disperse and precipitate, prevent coarsening, and contribute to the improvement of high temperature fatigue properties. That is, adding Mo, W, and P in combination is a significant difference from Patent Document 16.
  • FIG. 2 shows the effect of addition of Mo and W on the total elongation of the same component system at room temperature.
  • the elongation at break needs to be 30% or more. Accordingly, the case where the elongation at break of 30% or more is obtained is shown as ⁇ , and the case where it is less than 30% is shown as x.
  • FIG. 3 shows the effect of addition of Mo and W on the oxidation resistance of the same component system at 950 ° C. The case where no abnormal oxidation and scale peeling occurred is shown as ⁇ , and the case where it occurred is shown as x.
  • the range of Mo + W should be 2.0 to 3.5%, and Mo should be 1.5% or more. Is effective. Moreover, excessive addition of W increases the cost and lowers the room temperature ductility, so the upper limit of W was set to 2.0%. Further, in consideration of manufacturability, low temperature toughness, and oxidation resistance, it is desirable that the W addition amount is 1.5% or less and the Mo + W amount is 2.1 to 2.9%.
  • B is an element that improves the secondary workability during product press working.
  • addition of B suppresses the coarsening of Cu precipitates, the Laves phase, and the FeP compound, and increases the strength stability during use in a high-temperature environment. This is because B is segregated at the grain boundaries during the recrystallization process in the cold-rolled sheet annealing step, and the precipitates that precipitate when exposed to a subsequent high temperature environment are less likely to precipitate at the grain boundaries. This is thought to promote fine precipitation inside. Thereby, long-term stability of precipitation strengthening is expressed, strength reduction is suppressed, and thermal fatigue life is improved.
  • Al is an element that improves oxidation resistance in addition to being added as a deoxidizing element. Further, it is useful as a solid solution strengthening element for improving the strength at 600 to 700 ° C. Although its action is stably manifested from 0.01%, excessive addition hardens it to significantly reduce uniform elongation and toughness to remarkably decrease, so the upper limit was made 1.0%. Furthermore, if considering the occurrence of surface defects, weldability, and manufacturability, 0.01 to 0.2% is desirable.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, room temperature ductility, and deep drawability, and is added as necessary. These effects are manifested from 0.05% or more, but addition of more than 0.4% increases the amount of dissolved Ti and lowers the room temperature ductility, forms coarse Ti-based precipitates, It becomes the starting point of cracks during expansion processing, and press workability deteriorates. Moreover, since oxidation resistance also deteriorates, Ti addition amount was made 0.4% or less. Furthermore, considering the occurrence of surface flaws and toughness, 0.05 to 0.2% is desirable.
  • V is an element that improves the corrosion resistance, and is added as necessary. This effect is stably manifested with addition of 0.05% or more, but if added over 1%, the precipitates become coarse and the high-temperature strength decreases, and the oxidation resistance deteriorates, so the upper limit was made 1%. . Further, considering the manufacturing cost and manufacturability, 0.08 to 0.5% is desirable.
  • Zr is a carbonitride-forming element like Ti and Nb, and is an element that improves the corrosion resistance and deep drawability. Therefore, it is added as necessary. These effects are manifested at 0.05% or more. However, since the manufacturability is remarkably deteriorated by addition of more than 1.0%, it was set to 0.05 to 1.0%. Furthermore, if considering the cost and surface quality, 0.1 to 0.6% is desirable.
  • Sn is an element that improves the corrosion resistance, and is added as necessary to improve the high temperature strength in the middle temperature range. These effects are manifested at 0.05% or more, but if added over 0.5%, manufacturability is remarkably reduced, so 0.05 to 0.5% was set. Furthermore, if considering oxidation resistance and manufacturing cost, 0.1 to 0.5% is desirable.
  • Ni is an element that improves acid resistance and toughness, and is added as necessary. These effects are manifested at 0.05% or more, but adding more than 1.0% increases the cost, so 0.05 to 1.0% was set. Furthermore, if manufacturability is taken into consideration, 0.1 to 0.5% is desirable.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention includes steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling, annealing and pickling processes.
  • steelmaking a method in which a steel containing the essential components and optional components added as necessary is subjected to melting in a converter, followed by secondary refining is preferable.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature by a conventional method, and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling. Hot rolling is rolled up after being rolled by a hot rolling mill comprising a plurality of stands.
  • coil water cooling is performed after winding in order to improve hot rolled sheet toughness. Since various alloys are added to the steel of the present invention, the hot-rolled sheet toughness tends to decrease, and troubles such as the steel sheet breaking in the next process may occur.
  • the causes include crystal grain coarsening, Cu cluster formation, and Cr two-phase separation. Therefore, in order to surely solve these causes, the coil is immersed in the pool as it is and cooled with water. However, if the time from winding to water cooling exceeds 1 hour, there is no effect of improving toughness, so the time from winding to water cooling is set to within 1 hour. This time is preferably within 20 minutes.
  • the coiling temperature is not particularly defined, but is preferably 400 to 750 ° C. from the viewpoint of structure refinement.
  • hot-rolled sheet annealing is heated to the recrystallization temperature from the viewpoint of homogenization and softening of the structure.
  • the recrystallized structure has coarse crystal grains, the toughness of the hot-rolled annealed plate may be a problem. Therefore, in the present invention, preferably, hot-rolled sheet annealing is omitted, or heat treatment is performed at a temperature at which non-recrystallization occurs, and toughness is ensured by refining the structure.
  • the recrystallization temperature of the steel of the present invention is 1000 ° C. or higher. However, when a recrystallized structure is obtained, the crystal grains become coarse, the toughness is lowered, and the steel sheet may be broken during coil passage.
  • hot-rolled sheet annealing When hot-rolled sheet annealing is omitted, it is subjected to cold rolling with the structure non-uniformity. Even in such a case, a sized structure is obtained after cold-rolled sheet annealing. Further, even if the cold-rolled material is hard, cold-rolling is possible, and finely processed grains can be obtained at the hot-rolling stage, so there is no problem with toughness. Further, in the present invention, because of the formation of subgrains, it is possible to remove processing strain and obtain a subgrain structure, and to prevent toughness deterioration due to the generation of deformation twins.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is preferably 700 to 950 ° C. Further, it is desirable to perform heat treatment at 750 to 900 ° C. from the viewpoint of pickling properties.
  • the holding time and the cooling rate are not particularly defined, but from the viewpoint of productivity, the holding time is preferably within 20 seconds and the cooling rate is preferably 10 ° C./sec or more.
  • the recrystallization temperature of the steel having the composition of the present invention is 1000 to 1100 ° C., it is cooled after being heated to this temperature range.
  • Cu, Nb, Mo, and W produce ⁇ -Cu and Laves phases in the cooling process, but if the cooling rate is slow, ⁇ -Cu and Laves phases are excessively precipitated, resulting in a decrease in high temperature strength and cold ductility. Therefore, it is preferable to maintain a solid solution state as much as possible. Therefore, it is preferable that the cooling rate to 400 ° C. at which salt treatment or neutral salt electrolysis treatment is performed is 10 ° C./sec or more. Considering productivity and pickling properties, the cooling rate is preferably 20 to 100 ° C./sec. Moreover, what is necessary is just to select a cooling method suitably, such as air-water cooling and water cooling.
  • the hot-rolled sheet thickness, cold-rolled sheet annealing atmosphere, etc. may be selected as appropriate. Further, after cold rolling and annealing, at least one of temper rolling and tension leveler may be applied. Further, the product plate thickness may be selected according to the required member thickness.
  • the slab heating temperature was 1250 ° C.
  • the finishing temperature was 850 to 950 ° C.
  • the winding temperature was 450 to 750 ° C.
  • the coil was water-cooled, and hot-rolled sheet annealing was omitted or heat treatment was performed at 700 to 900 ° C. Thereafter, the coil was pickled, cold-rolled to a thickness of 2 mm, annealed and pickled to obtain a product plate.
  • the annealing temperature of the cold-rolled sheet was set to 1000 to 1100 ° C.
  • the crystal grain size number is an austenite crystal grain size defined by JIS G 0551.
  • the steel having the component composition defined in the present invention is produced by the above-described ordinary method, it is excellent in thermal fatigue characteristics, room temperature elongation, and oxidation resistance characteristics as compared with the comparative example.
  • 11 and 12 are inferior in thermal fatigue, elongation, and oxidation resistance because C and N are outside the upper limit.
  • No. No. 13 is inferior in thermal fatigue, elongation, and oxidation resistance because Si is outside the lower limit.
  • No. No. 14 is inferior in thermal fatigue, elongation, and oxidation resistance because Mn is outside the upper limit.
  • No. No. 15 is inferior in thermal fatigue characteristics because P is outside the lower limit.
  • No. No. 16 is inferior in thermal fatigue characteristics and room temperature workability because P is outside the upper limit.
  • No. 17 since Cr is off the lower limit, the oxidation resistance is inferior, and thermal fatigue failure occurs at an early stage starting from the abnormal oxidation portion. No. In No. In No.
  • No. No. 25 is inferior in all characteristics because B is outside the upper limit.
  • No. Nos. 26 and 27 are inferior in workability because Al and Ti are outside the upper limit.
  • No. 28 and 30 are inferior in workability and oxidation resistance because V and Sn are outside the upper limit.
  • No. 29 and 31 are inferior in workability because Zr and Ni are outside the upper limit.
  • the present invention it is possible to provide a ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance and workability suitable for an exhaust gas path component exposed to an atmosphere of 950 ° C. Therefore, the present invention is useful for environmental measures and cost reduction of exhaust gas path components, and is industrially useful.

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Abstract

　本発明は、９５０℃における耐熱性と常温の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供するもので、質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１超～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２～０．１０％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｎｂ：０．５～１．０％、Ｃｕ：１．０～３．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｗ：２．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、及びＡｌ：０．０１～１．０％を含有し、残部をＦｅ及び不可避的不純物とし、Ｍｏ＋Ｗを２．０～３．５％とすることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

Description

耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
　本発明は、特に高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に最適な耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関するものである。
　自動車の排気マニホールド、フロントパイプ、及びセンターパイプなどの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すため、排気部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。
　従来、自動車排気部材には鋳鉄が使用されるのが一般的であったが、排ガス規制の強化、エンジン性能の向上、及び車体軽量化などの観点から、ステンレス鋼製の排気マニホールドが使用されるようになった。排ガス温度は車種やエンジン構造によって異なるが、一般のガソリン車では７００～９００℃程度が多く、このような温度域で長時間使用される環境において高い高温強度及び耐酸化性を有する材料が要望されている。
　ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性及び加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、排気マニホールドのように加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊を生じやすい。
　一方、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張係数が小さく、熱疲労特性や耐スケール剥離性に優れている。また、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、Ｎｉを含有しないため材料コストも安く、汎用的に使用されている。但し、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、高温強度が低いために、高温強度を向上させる技術が開発されてきた。例えば、日本工業規格（ＪＩＳ：Japan Industrial Standard）のＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ－Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ－Ｍｏ添加鋼）があり、いずれもＮｂ添加が前提となっている。これは、Ｎｂによる固溶強化あるいは析出強化によって高温強度を高くするものであった。
　Ｎｂ以外に高温強度向上に寄与する合金として、特許文献１～４には、ＣｕあるいはＣｕ－Ｖ複合添加を行う技術が開示されている。特許文献１におけるＣｕ添加は低温靭性向上のために０．５％以下の添加が検討されており、耐熱性の観点からの添加ではない。特許文献２～４では、Ｃｕ析出物による析出強化を利用して６００℃あるいは７００～８００℃の温度域における高温強度を向上させる技術が開示されている。特許文献１～２及び特許文献５～７には、高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼として、Ｂを含有した鋼が開示されている。
　これら従来技術は、いずれも排ガス温度が８５０℃までの場合に適用できるものであって、最も耐熱性に優れたＳＵＳ４４４では９００℃超の排ガス雰囲気には高温強度、熱疲労、及び耐酸化性の点で対応できなかった。近年の地球環境保護の観点から、自動車の排ガスを高温化させて燃費効率を向上させる動きがあり、これにより排ガス温度は９５０℃まで上昇するとされている。この場合、既存の鋼では排気マニホールドを構成することは困難である。
　排気ガスの高温化対策として、特許文献８～１３には、Ｗを添加したフェライト系ステンレス鋼に関する技術が開示されている。Ｗは高温強度を向上させる元素として知られているが、Ｗの添加は加工性（伸び）が悪くなり、部品加工が困難になる問題点や、コストの面で課題があった。また、高温ではＦｅと結合して後述するＬａｖｅｓ相として析出するため、Ｌａｖｅｓ相が粗大化した場合、効果的に耐熱性を向上させることができない課題があった。また、特許文献１４及び１５においては、添加するＭｏとＷの和、Ｍｏ＋Ｗを規定することでフェライト系ステンレス鋼の高温強度を確保することが開示されているが、やはり、Ｌａｖｅｓ相の粗大化の懸念は避けられない。即ち、排気マニホールドのように、エンジンの起動・停止に伴う熱サイクルを受ける場合、長時間使用段階で著しく高温強度が低下して熱疲労破壊を起こす危険性が生じることになる。即ち、既存の材料においては高温強度に優れていても、長時間使用によるＬａｖｅｓ相やε－Ｃｕ等の析出物の粗大化による熱疲労特性の劣化の懸念があった。悪影響を与える析出物の例として、特許文献１６においては、Ｐを含有することによってＦｅＴｉＰが析出することで悪影響を及ぼすため、Ｐ含有量は低く抑える必要があると記載されている。しかし、特許文献１７においては、フェライト系ステンレス鋼においてＰが高温高強度化（固溶強化）に有用であり、Ｐを０．１重量％まで含有させることを規定しているが、高いＰを含む実施例は、開示されていない。
特開２００６－３７１７６号公報 国際公開ＷＯ２００３／００４７１４号公報 特許第３４６８１５６号公報 特許第３３９７１６７号公報 特開平９－２７９３１２号公報 特開２０００－１６９９４３号公報 特開平１０－２０４５９０号公報 特開２００９－２１５６４８号公報 特開２００９－２３５５５５号公報 特開平２００５－２０６９４４号公報 特開平２００８－１８９９７４号公報 特開平２００９－１２０８９３号公報 特開平２００９－１２０８９４号公報 特開２００９－１９７３０６号公報 特開２００９－１９７３０７号公報 特開２０００－３３６４６２号公報 特許第３０２１６５６号公報
　本発明は、特に排気ガスの最高温度が９５０℃となる熱環境下で使用され、耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供するものである。
　本発明は、上記課題を解決するためＰを含む各種固溶元素のバランスを取り、各種析出物を分散させることで高温特性を向上させるとともに、常温加工性にも優れた排気マニホールド用フェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。即ち、本発明は、析出物微細化と固溶強化をバランスさせた新しいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法である。
　本発明者らは、９５０℃における高温強度の発現性、熱疲労寿命向上、異常酸化抑制、及び常温延性について詳細に調査した。その結果、以下の知見を得た。即ち、本発明は、ＭｏとＷを適正量に制御しつつ、析出強化元素としてＣｕを所定の量を添加する際に、９５０℃で生成する析出物の量を確保し、かつ析出形態を制御することによって、析出強化を効果的に発現させる。また、本発明は、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷによる固溶強化と組み合わせることで、延性低下を極力抑えながら耐熱性を確保する。具体的には、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷを複合添加することで生成するＬａｖｅｓ相と呼ばれる金属間化合物、及び、Ｃｕを添加することで生成するε－Ｃｕを、高温の析出強化として活用する。これらが単独で析出した鋼材を、高温雰囲気に長時間曝した場合、析出物の粗大化が生じるため、析出強化能は極めて短時間しか作用しない。その結果、鋼材の熱疲労寿命は向上せず、短時間で破壊してしまう。そこで、本発明者らは、析出サイトとしてＦｅとＰの化合物を利用することで、上述のＬａｖｅｓ相及びε－Ｃｕが粒内に均質に微細析出し、その結果、析出強化が長時間安定し、熱疲労寿命が向上することを見出した。更に、本発明者らは、固溶Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷによる固溶強化を活用することで、高温特性が一層向上することを見出した。加えて、本発明者らは、Ｍｏ＋ＷとＣｕ添加量を所定の範囲に規定することで、熱疲労寿命と常温延性を両立できることを見出した。これにより、排気ガスの最高温度が９５０℃である温度域において、高い耐熱性と部品加工の自由度を有する、信頼性の高いフェライト系ステンレス鋼板を提供することを可能にした。なお、Ｍｏ＋Ｗは、質量％で、Ｍｏ添加量とＷ添加量の和である。
　即ち、本発明の要旨は、次のとおりである。
（１）　質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１超～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２～０．１０％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｎｂ：０．５～１．０％、Ｃｕ：１．０～３．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｗ：２．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、及びＡｌ：０．０１～１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ＋Ｗが２．０～３．５％であることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）　質量％にて、Ｔｉ：０．０５～０．４％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｚｒ：０．０５～１．０％、Ｓｎ：０．０５～０．５％、及びＮｉ：０．０５～１．０％の１種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）　上記（１）または（２）記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する際、熱延巻取後１時間以内に水冷処理し、熱延板焼鈍を省略して冷延及び焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（４）　上記（１）または（２）記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する際、熱延巻取後１時間以内に水冷処理し、熱延板焼鈍を７００～９５０℃の未再結晶域で行ない、冷延及び焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　ここで、下限の規定がないものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを意味するものとする。
　本発明によれば、従来、フェライト系ステンレス鋼板の使用が困難であった９５０℃の雰囲気に曝される排ガス経路部品に適した耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
最高温度が９５０℃の熱疲労特性に及ぼすＭｏ＋Ｗの影響を示す図である。 常温の破断伸びに及ぼすＭｏ＋Ｗの影響を示す図である。 ９５０℃の連続酸化試験における耐酸化性に及ぼすＭｏ＋Ｗの影響を示す図である。
　以下、本発明について説明する。文中の「％」は、特に断りのない限り、質量％を意味するものとする。
　Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほど良い。したがって、Ｃ量は０．０２％以下とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１～０．００９％が望ましい。
　ＮはＣと同様、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほど良い。したがって、Ｎ量は０．０２％以下とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００３～０．０１５％が望ましい。
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるとともに、高温強度と耐酸化性を改善する元素である。高温強度及び耐酸化性は、Ｓｉ量の増加とともに向上し、その効果は０．１％超で発現する。特に、Ｍｏ及びＷと複合添加した場合は、その効果が顕著である。しかしながら、過度な添加は常温延性を低下させるため、その上限を１．０％とする。また、製造性を考慮すると０．２～０．５％が望ましい。
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、６００～８００℃程度の温度域（中温域）での高温強度上昇に寄与する。しかし、０．５％超の添加により高温でＭｎ系酸化物表層に形成し、スケール密着性や異常酸化が生じ易くなる。特に、Ｍｏ及びＷと複合添加した場合は、Ｍｎ量に対して異常酸化が生じやすくなる傾向にある。そのため、上限を０．５％以下とした。更に、鋼板製造における酸洗性及び常温延性を考慮すると、０．０５～０．２％が望ましい。
　Ｐは、Ｌａｖｅｓ相及びε－Ｃｕの析出を制御するため、重要な元素である。通常、Ｐは加工性の観点から極力低減することが望ましいとされている。しかし、本発明では、ＦｅとＰの化合物を形成させることで、この化合物を核として、９５０℃において、Ｌａｖｅｓ相及びε－Ｃｕを微細分散析出させ、かつ高温で長時間保持しても、これらの析出物の粗大化を防止する。Ｌａｖｅｓ相やε－Ｃｕが母相のフェライト粒内及び粒界に単独析出した場合は、早期に粗大化し、析出強化能が低下するほか、熱疲労過程で亀裂の起点や亀裂伝播を加速させてしまう。しかし、ＦｅとＰの化合物を核とした微細分散析出によって、高温強度の低下を抑制し、熱疲労寿命を向上させる。特許文献１４及び１５をはじめとして多くの文献においては、Ｐは靭性を低下させる元素であるため、その含有量は、低いほどよいとしている。しかしながら、本発明のように、Ｐが、析出物であるＬａｖｅｓ相及びε－Ｃｕと共存する場合は、Ｐが、これらの析出物と相互に作用し、析出物を微細化する。そして、これらの析出物を微細化することにより、高温疲労特性を向上させる。。従来、Ｐは、不可避的不純物として扱われていたため、Ｐの高温疲労に与える影響について詳しく調査されてこなかった。。Ｐによる析出物の微細化は、０．０２％から発現するため、Ｐの下限は０．０２％とした。また、０．１０％超の添加により常温延性が極端に低下するため、上限を０．１０％とした。更に、鋼板製造時の酸洗性を考慮すると、０．０２８～０．０８０％が望ましい。
　Ｃｒは、本発明において、耐酸化性及び耐食性確保のために必須な元素である。１３％未満では、特に耐酸化性が確保できず、２０％超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、１３～２０％とした。更に、製造性及び高温延性を考慮すると１６～１８％が望ましい。
　Ｎｂは、固溶強化及び析出物微細化強化による高温強度向上のために必要な元素である。また、Ｃ及びＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性及びｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。９５０℃における強度は主として固溶強化であるが、Ｍｏ及びＷと複合添加した場合はＬａｖｅｓ相の微細析出に寄与するとともに、Ｌａｖｅｓ相の析出サイトとなるＦｅとＰの化合物の生成を促進する効果も有する。これは、製品段階でＦｅＮｂＰが粒内析出し、これを核としてＬａｖｅｓ相が微細析出するとともに、Ｌａｖｅｓ相の粗大化を抑制するためであると考えられる。微細なＬａｖｅｓ相は高温強度や熱疲労寿命の向上に有効であり、この効果は０．５％以上の添加で発現する。一方、過度な添加は均一伸びを低下させるため、０．５～１．０％とした。更に、溶接部の粒界腐食性及び溶接割れ性、並びに、製造性及び製造コストを考慮すると、０．５～０．６％が望ましい。
　Ｃｕは、ε－Ｃｕ析出による析出強化に寄与するが、９５０℃において高温強度に寄与する析出量を確保するためには、１．０％以上の添加が必要なため、下限を１．０％とした。さらに、ε―Ｃｕ析出物は、前記のように、Ｆｅ－Ｐ系の析出物と相互作用し、相互に細かく分散する。この点が特許文献１６との大きな違いである。一方、Ｃｕは常温延性を著しく低下させる元素であり、３．０％超を添加すると、鋼板の全伸びが通常のプレス成形に必要な３０％に到達しないため、上限を３．０％とした。更に、製造性及び耐酸化性を考慮すると、１．２～２．０％が望ましい。
　Ｍｏは、９５０℃における固溶強化として有効な元素であるとともに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｍｏ）を生成して析出強化の作用をもたらす。これらの効果は１．５％以上で発現するが、過度な添加は合金コストが高くなるとともに、３．５％超の添加で常温延性と耐酸化性が著しく劣化するため、１．５～３．５％とした。更に、製造性を考慮すると、１．５～２．７％が望ましい。
　ＷもＭｏ同様、９５０℃における固溶強化として有効な元素であるとともに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｗ）を生成して析出強化の作用をもたらす。特に、Ｎｂ及びＭｏと複合添加した場合、Ｆｅ2（Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）のＬａｖｅｓ相が析出するが、Ｗを添加すると、このＬａｖｅｓ相の粗大化が抑制されて析出強化能が向上する。この原因は、Ｗの拡散及びＦｅ2（Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）の析出サイトとなるＦｅＰ化合物とＷの相互作用が原因と考えられる。更に、前述したように、Ｆｅ－Ｐ系の析出物との共存によってこれらのＬａｖｅｓ相は微細になる傾向がある。即ち、Ｃｕ析出物、Ｌａｖｅｓ相、及びＦｅ－Ｐ系の３種の析出物がお互いに影響を及ぼし合い、微細に分散析出し、粗大化が阻止され、高温疲労特性の向上に寄与する。即ち、Ｍｏ、Ｗ、及びＰを複合添加することも特許文献１６との大きな相違である。
　図１に、１７．３％Ｃｒ－０．００５％Ｃ－０．０１０％Ｎ－０．０３％Ｐ－０．５５％Ｎｂ－１．５％Ｃｕ－０．０００４％Ｂ－０．０３％Ａｌの成分組成を有する鋼材の熱疲労寿命に及ぼすＭｏ及びＷ添加の影響を示す。ここで、熱疲労寿命の測定は、２ｍｍ厚の鋼板から作製したφ３８．１×２ｍｍ厚の溶接パイプを試験片として行った。試験条件は、拘束率（自由熱膨張に対する変形量の割合）を２０％に保ちつつ、熱サイクル（最低温度２００℃、最高温度９５０℃、最高温度での保持時間２分）を付与することとした。、そして、亀裂が試験片を貫通したとき、サイクル数を計測した。この試験において、寿命が２０００サイクル以上を合格（図中で○）、２０００サイクル未満を不合格（図中で×）として図示した。
　また、常温の加工性として、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製して圧延方向と平行方向の引張試験を行い、破断伸びを測定した。図２に同成分系の常温における全伸びに及ぼすＭｏとＷ添加の影響を示す。プレス加工で排気部品を製造する際には、通常、破断伸びは３０％以上必要である。したがって、３０％以上の破断伸びが得られた場合を○、３０％未満の場合を×として図示した。
　更に、耐酸化性の試験として、大気中９５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化やスケール剥離の発生有無を評価した（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）。図３に同成分系の９５０℃の耐酸化性に及ぼすＭｏとＷ添加の影響を示す。異常酸化及びスケール剥離の発生がない場合を○、発生した場合を×として図示した。
　図１～３より、熱疲労寿命、常温延性、及び耐酸化性を満足するためには、Ｍｏ＋Ｗの範囲を２．０～３．５％とするとともに、Ｍｏを１．５％以上とすることが有効であることがわかる。また、過度なＷの添加はコスト高になるとともに、常温延性が低下するため、Ｗの上限を２．０％とした。更に、製造性、低温靭性、及び耐酸化性を考慮すると、Ｗ添加量は１．５％以下、Ｍｏ＋Ｗ量は２．１～２．９％が望ましい。
　Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素である。また、本発明では、Ｂ添加により、Ｃｕ析出物、Ｌａｖｅｓ相、及びＦｅＰ化合物の粗大化を抑制し、高温環境での使用時の強度安定性を高くする。これは、冷延板焼鈍工程において再結晶処理時にＢが結晶粒界に偏析することで、その後の高温環境に曝された際に析出する上記析出物が結晶粒界に析出し難くなり、粒内に微細析出を促すためと考えられる。これにより析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下を抑制し、熱疲労寿命を向上させる。この効果は０．０００１％以上で発現するが、過度な添加は硬質化を招き、粒界腐食性及び耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．０００１～０．００１０％とした。更に、耐食性及び製造コストを考慮すると、０．０００１～０．０００４％が望ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、固溶強化元素として６００～７００℃における強度向上に有用である。その作用は０．０１％から安定して発現するが、過度の添加は硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性が著しく低下するため、上限を１．０％とした。更に、表面疵の発生、溶接性、及び製造性を考慮すると、０．０１～０．２％が望ましい。
　さらに、必要に応じて以下の成分を含有することができる。
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、及びＳと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性、及び深絞り性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。これらの効果は、０．０５％以上から発現するが、０．４％超の添加により、固溶Ｔｉ量が増加して常温延性が低下する他、粗大なＴｉ系析出物を形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になり、プレス加工性を劣化させる。また、耐酸化性も劣化するため、Ｔｉ添加量は０．４％以下とした。更に、表面疵の発生及び靭性を考慮すると、０．０５～０．２％が望ましい。
　Ｖは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加される。この効果は０．０５％以上の添加で安定して発現するが、１％超添加すると析出物が粗大化して高温強度が低下する他、耐酸化性が劣化するため、上限を１％とした。更に、製造コスト及び製造性を考慮すると、０．０８～０．５％が望ましい。
　Ｚｒは、Ｔｉ及びＮｂと同様に炭窒化物形成元素であり、耐食性及び深絞り性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０５％以上で発現するが、１．０％超の添加により製造性の劣化が著しいため、０．０５～１．０％とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．１～０．６％が望ましい。
　Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であり、中温域の高温強度を向上させるため、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０５％以上で発現するが、０．５％超添加すると製造性が著しく低下するため、０．０５～０．５％とした。更に、耐酸化性及び製造コストを考慮すると、０．１～０．５％が望ましい。
　Ｎｉは、耐酸性や靭性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。これらの効果は０．０５％以上で発現するが、１．０％超添加するとコスト高になるため、０．０５～１．０％とした。更に、製造性を考慮すると、０．１～０．５％が望ましい。
　次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼－熱間圧延－酸洗－冷間圧延－焼鈍・酸洗の各工程を有する。製鋼においては、前記必須成分及び必要に応じて添加される選択成分を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは常法により、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に巻き取られる。
　本発明において、好ましくは、熱延板靭性を向上させるため、巻取後にコイル水冷を行なう。本発明の鋼は種々の合金が添加されているため、熱延板靭性が低下し易く、次工程にて鋼板が破断するなどのトラブルを生じる場合がある。その原因として、結晶粒の粗大化、Ｃｕクラスターの生成、及び、Ｃｒの二相分離が挙げられる。したがって、これらの原因を確実に解決するために、コイルをそのままプールに浸漬して水冷する。但し、巻取から水冷までの時間が１時間超では靭性改善効果がないため、巻取から水冷までの時間を１時間以内とする。この時間は、２０分以内が望ましい。また、巻取温度は特に規定しないが、組織微細化の観点からは４００～７５０℃が望ましい。
　通常、熱延板焼鈍は、組織の均質化及び軟化の観点から再結晶温度まで加熱される。しかしながら、再結晶組織は結晶粒が粗大になるため、熱延焼鈍板の靭性が問題となることがある。そこで、本発明において、好ましくは、熱延板焼鈍を省略する、あるいは未再結晶となる温度で熱処理を行ない、組織微細化によって靭性を確保する。本発明の鋼の再結晶温度は１０００℃以上であるが、再結晶組織を得た場合、結晶粒が粗大化してしまい、靭性が低下しコイル通板時に鋼板の破断が生じることがある。熱延板焼鈍を省略した場合、組織の不均一性を有したまま冷延に供されるが、そのような場合でも、冷延板焼鈍後に整粒組織が得られる。また、冷延素材が硬質であっても冷延は可能であり、熱延段階で微細加工粒を得ることができるため、靭性は問題ない。また、本発明では、サブグレイン形成のため、加工歪を除去しサブグレイン組織を得て、変形双晶の発生による靭性低下を防ぐことが可能である。この効果は、７００～９５０℃の温度域で熱処理することで得られるから、熱延板焼鈍温度は７００～９５０℃が好ましい。更に、酸洗性の観点から、７５０～９００℃で熱処理することが望ましい。本発明では、保持時間及び冷却速度を特に規定しないが、生産性の観点から、保持時間は２０秒以内、冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。
　冷間圧延後の焼鈍は、再結晶組織を得るために施される。本発明の成分組成を有する鋼の再結晶温度は１０００～１１００℃であることから、この温度範囲に加熱した後、冷却する。Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、及びＷは、冷却過程でε－Ｃｕ及びＬａｖｅｓ相を生成するが、冷却速度が遅いと、ε－Ｃｕ及びＬａｖｅｓ相を過度に析出し、高温強度及び常温延性の低下をもたらすことがあるため、極力固溶状態を保つことが好ましい。そのため、ソルト処理又は中性塩電解処理が施される４００℃までの冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。生産性及び酸洗性を考慮すると、冷却速度は２０～１００℃／ｓｅｃが望ましい。また、冷却方法は、気水冷却及び水冷など、適宜選択すればよい。
　他工程の条件については特に規定しないが、熱延板厚及び冷延板焼鈍雰囲気などは適宜選択すればよい。また、冷延・焼鈍後に、調質圧延及びテンションレベラーの少なくともいずれかを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すればよい。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。この際、スラブ加熱温度は１２５０℃、仕上温度は８５０～９５０℃、巻取温度は４５０～７５０℃とした。熱延巻取後１時間以内にコイルを水冷し、熱延板焼鈍を省略あるいは７００～９００℃で熱処理を施した。その後、コイルを酸洗し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。この際、冷延板の焼鈍温度は、結晶粒度番号を５～７程度にするために、１０００～１１００℃とした。当該温度に加熱後、ε－Ｃｕ及びＬａｖｅｓ相の生成による常温延性の低下を抑制するために、４００℃までの冷却速度を２０～１００℃／ｓｅｃとして冷却し、製品板とした。このようにして得られた製品板から、前述した方法で熱疲労試験、常温の破断伸び、及び、連続酸化試験の測定を行ない、図１～３と同様の判定を実施した。表１中の○及び×については、図１～３と同様の判定基準を示す。なお、結晶粒度番号とは、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定されるオーステナイト結晶粒度のことである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼を上記のような通常の方法にて製造した場合、比較例に比べて熱疲労特性、常温伸び、及び耐酸化特性に優れていることがわかる。即ち、最高温度が９５０℃での熱疲労試験において、２０００サイクル以上の特性を示し、常温での破断伸びが３０％以上と高い。したがって、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、プレス加工性に優れ、９５０℃の連続酸化試験においても異常酸化やスケール剥離が生じないことを確認した。比較鋼のＮｏ．１１及び１２は、ＣとＮが上限外れであるため、熱疲労、伸び、及び耐酸化性のいずれもが劣る。Ｎｏ．１３はＳｉが下限外れであるため、熱疲労、伸び、及び耐酸化性のいずれもが劣る。Ｎｏ．１４はＭｎが上限外れであるため、熱疲労、伸び、及び耐酸化性のいずれもが劣る。Ｎｏ．１５は、Ｐが下限外れであるため、熱疲労特性が劣る。Ｎｏ．１６は、Ｐが上限外れであるため、熱疲労特性と常温加工性に劣る。Ｎｏ．１７は、Ｃｒが下限外れであるため、耐酸化性が劣り、異常酸化部を起点として熱疲労破壊が早期に生じる。Ｎｏ．１８は、Ｎｂが下限外れであるため、高温強度が不足して熱疲労寿命が短い。Ｎｏ．１９は、Ｎｂが上限外れであるため、Ｌａｖｅｓ相の粗大析出によって熱疲労特性及び加工性が劣る。Ｎｏ．２０は、Ｃｕが下限外れであるため、高温強度が不足して熱疲労寿命が短い。Ｎｏ．２１は、Ｃｕが過剰に添加されており、熱疲労特性は良好だが、常温延性及び耐酸化性に劣る。Ｎｏ．２２は、Ｍｏが下限外れであるため、高温強度が不足して熱疲労寿命が短いとともに耐酸化性も劣る。Ｎｏ．２３は、Ｍｏが過剰に添加されており、加工性と耐酸化性に劣る。Ｎｏ．２４は、Ｗが上限外れであるため、伸びが不足するとともに耐酸化性も劣る。Ｎｏ．２５は、Ｂが上限外れであるため、いずれの特性も劣る。Ｎｏ．２６及び２７は、それぞれ、ＡｌとＴｉが上限外れであるため、加工性に劣る。Ｎｏ．２８及び３０は、それぞれ、ＶとＳｎが上限外れであるため、加工性と耐酸化性に劣る。Ｎｏ．２９及び３１は、それぞれ、ＺｒとＮｉが上限外れであるため、加工性が劣る。
　表１に示す成分組成の鋼の中で、鋼Ｎｏ．１～６について、熱間圧延において、巻取後コイル水冷までの時間、熱延板焼鈍温度、及び、冷延板焼鈍時の４００℃までの冷却速度を変化させて製造し、熱延板もしくは熱延板靭性の評価、冷延焼鈍板の常温伸びを測定した。ここで、熱延の加熱温度は１２５０℃とし、仕上温度を９００℃とし、４００～７５０℃の範囲で巻取処理した後、コイル水冷までの時間を変化させた。また、熱延板焼鈍温度を変化させた後、２ｍｍ厚まで冷延を施し、冷延板焼鈍を施した。この際、冷却時に最高温度から４００℃までの冷却速度を変化させた。熱延板もしくは熱延焼鈍板の靭性の評価は、幅方向にノッチを入れたＶノッチシャルピー試験片を作製し、常温にてシャルピー衝撃試験を行ない、２０Ｊ／ｃｍ2以上の衝撃値が得られた場合を合格（表中でＡ）とし、これ未満の場合をやや好ましくない（表中でＢ）とした。また、冷延焼鈍板の常温伸びは、前述した方法で評価した。結果を表２のＮｏ．４１～５０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から明らかなように、本発明の好適な製造条件で製造したＮｏ．４１～４６については、製造過程の靭性が高く、加工性に優れた製品板が得られることがわかる。一方、本発明の好適条件からは外れるＮｏ．４７及び４８については、熱延板のコイル水冷処理を施していないため、熱延板靭性が低い。また、Ｎｏ．４９及び５０は、熱延板焼鈍温度が好適範囲外であり、熱延焼鈍板の靭性が低い。これらは、鋼板製造時に板破断が生じることがある。
　なお、上述したところは、本発明の実施形態を例示したものにすぎず、本発明は、請求の範囲の記載範囲内において種々変更を加えることができる。
　上述したように、本発明によれば、９５０℃の雰囲気に曝される排ガス経路部品に適した耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供できる。したがって、本発明は、環境対策や、排ガス経路部品の低コスト化などに役立ち、産業上有用である。

Claims (4)

  1. 　質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１超～１．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２０～０．１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｎｂ：０．５～１．０％、Ｃｕ：１．０～３．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｗ：２．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、及びＡｌ：０．０１～１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ＋Ｗが２．０～３．５％であることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　質量％にて、Ｔｉ：０．０５～０．４％、Ｖ：０．０５～１．０％、Ｚｒ：０．０５～１．０％、Ｓｎ：０．０５～０．５％、及びＮｉ：０．０５～１．０％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　請求項１または２記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する際、熱延巻取後１時間以内に水冷処理し、熱延板焼鈍を省略して冷延及び焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  4. 　請求項１または２記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する際、熱延巻取後１時間以内に水冷処理し、熱延板焼鈍を７００～９５０℃の未再結晶域で行ない、冷延及び焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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