JP5239644B2 - 熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼 Download PDFInfo
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Description
本発明は、自動車やオートバイの排気管や触媒外筒材、火力発電プラントの排気ダクト等の高温環境下で使用される部材に用いて好適なＣｒ含有鋼に関し、特に、優れた熱疲労特性、高温疲労特性、耐酸化性および靭性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
自動車のエキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバーターケース、マフラー等に代表される排気系環境下で使用される部材には、熱疲労特性や高温疲労特性および耐酸化性（以降、これらの特性を総称して「耐熱性」ともいう。）に優れていることが要求される。そのため、このような用途には、ＮｂとＳｉを添加したＴｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）鋼のような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って、排ガス温度が上昇し、現状より高温の９００℃程度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９鋼では、熱疲労特性が不足してくるおそれがある。
この問題に対しては、ＮｂとＭｏを複合添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、例えば、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−２Ｍｏ−０．５Ｎｂ）鋼や、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗを複合添加した特許文献１に記載のフェライト系ステンレス鋼などが開発されている。しかし、希少金属であるＭｏ，Ｗの昨今における異常なまでの価格高騰から、これらの元素を用いないでも同等の耐熱性を有する材料の開発が求められるようになってきている。
高価な元素であるＭｏやＷを用いないで、耐熱性に優れた材料としては、例えば、特許文献２〜４に開示されたフェライト系ステンレス鋼がある。これらの鋼は、熱疲労特性を主にＣｕ添加により向上させているのが特徴である。また、特許文献５には、０〜３０ｖｏｌ％のマルテンサイト相を含むフェライト系ステンレス鋼に、Ｖ，ＮおよびＣｕを添加して耐酸化性を向上させた、燃焼温度１４００〜１５００℃級ガスタービンの排気ガス経路用耐熱鋼材が開示されている。
特開２００４−０１８９２１号公報
ＷＯ２００３／００４７１４号公報
特開２００６−１１７９８５号公報
特開２０００−２９７３５５号公報
特開２００１−３１６７７４号公報
しかしながら、発明者らの研究によれば、Ｃｕは、鋼自身の耐酸化性を低下させる元素であることが明らかになってきた。また、Ｃｕ添加のみでは、ＳＵＳ４４４を超える熱疲労特性や高温疲労特性を得るには限界があることもわかってきた。さらに、Ｍｏ，Ｗを用いない従来の鋼は、靭性がＳＵＳ４４４より低い場合があり、安定して靭性に優れることが望まれている。
そこで、本発明の目的は、Ｍｏ，Ｗを用いることなく、また、Ｃｕ添加による耐酸化性の低下を招くことなく熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるとともに、靭性にも優れるフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。ここで、本発明でいう「熱疲労特性と高温疲労特性に優れる」とは、具体的には、１００℃／８５０℃を昇温・降温したときの熱疲労特性と、７５０℃における高温疲労特性がＳＵＳ４４４より優れていることを、また、「耐酸化性に優れる」とは、９５０℃における耐酸化性がＳＵＳ４４４と同等以上（酸化増量が同等以下）であることを、さらに、「靭性に優れる」とは、靭性がＳＵＳ４４４より優れること、具体的には−２０℃においてシャルピー衝撃試験を行ったときの脆性破面率がＳＵＳ４４４の２０％より低い、５％未満であることを意味する。
発明者らは、上記課題を解決するために、Ｍｎを０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂを１０×（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．６０ｍａｓｓ％添加したＣｒ含有鋼をベースとして鋭意研究を重ねた。その結果、上記鋼において、Ｎを０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲で添加すると同時に、Ｖを０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲で、かつＮとＶの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）を０．００３〜０．０１５を満たすよう添加した上で、さらにＣｕを０．８〜１．６ｍａｓｓ％の範囲で添加することにより、Ｍｏ，Ｗを添加することなく、幅広い温度域で高い高温強度が実現でき、ＳＵＳ４４４より優れた熱疲労特性、高温疲労特性が得られ、しかも、Ｃｕ添加に伴う耐酸化性の低下が抑制されてＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性が得られることを見出した。さらに、安定してＳＵＳ４４４より優れた靭性を得るためには、上記Ｎ，Ｖの含有量および（Ｖ×Ｎ）の値の上限を規制することが有効であることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．８〜１．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：１０×（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）が、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％を含有すること、あるいはさらに、Ｂ：０．０００４〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。
本発明によれば、高価なＭｏやＷを添加することなくＳＵＳ４４４より優れた熱疲労特性と高温疲労特性および靭性、ならびに、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。本発明の上記フェライト系ステンレス鋼は、自動車排気部材等に用いて好適であり、産業上格段の効果を奏する。
本発明を開発する契機となった基礎的な実験について説明する。
まず、鋼の熱疲労特性に及ぼすＮ，Ｖの含有量（ｍａｓｓ％）およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）の影響について調べるため、下記実験１〜３を行った。
（実験１）
Ｃ：０．００５〜０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１４〜０．４６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０９〜０．３１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３５〜０．０５５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．１〜１７．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３９〜０．４９ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１０．２〜２７．３、Ｃｕ：０．９８〜１．０７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２０〜０．２５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎの含有量を０．００８〜０．０４３ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を鍛造後、熱処理して、３５ｍｍ×３５ｍｍの角材とし、この角材から図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製した。次いで、この熱疲労試験片を用いて、図２に示したように、拘束率０．８で１００℃／８５０℃間を昇温・降温させる加熱冷却を繰り返す熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。ここで、上記「熱疲労寿命」は、１００℃において検出された荷重を、試験片均熱平行部の断面積で割って応力を算出し、（ｎ−１）サイクルの応力値よりｎサイクルの応力値の方が連続して低い値となる最初のサイクル数ｎと定義した。この熱疲労寿命は、試験片に亀裂が生じたサイクル数に相当する。なお、比較のため、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても、同様の熱疲労試験を行った。
まず、鋼の熱疲労特性に及ぼすＮ，Ｖの含有量（ｍａｓｓ％）およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）の影響について調べるため、下記実験１〜３を行った。
（実験１）
Ｃ：０．００５〜０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１４〜０．４６ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０９〜０．３１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３５〜０．０５５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．１〜１７．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３９〜０．４９ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１０．２〜２７．３、Ｃｕ：０．９８〜１．０７ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２０〜０．２５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎの含有量を０．００８〜０．０４３ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を鍛造後、熱処理して、３５ｍｍ×３５ｍｍの角材とし、この角材から図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製した。次いで、この熱疲労試験片を用いて、図２に示したように、拘束率０．８で１００℃／８５０℃間を昇温・降温させる加熱冷却を繰り返す熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。ここで、上記「熱疲労寿命」は、１００℃において検出された荷重を、試験片均熱平行部の断面積で割って応力を算出し、（ｎ−１）サイクルの応力値よりｎサイクルの応力値の方が連続して低い値となる最初のサイクル数ｎと定義した。この熱疲労寿命は、試験片に亀裂が生じたサイクル数に相当する。なお、比較のため、ＳＵＳ４４４（１８％Ｃｒ−２％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼）についても、同様の熱疲労試験を行った。
図３は、上記試験結果を示したものであり、この図から、Ｎ含有量が０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％の範囲において、ＳＵＳ４４４（３８０サイクル）よりも優れる４５０サイクル以上の熱疲労寿命が得られていることがわかる。
（実験２）
Ｃ：０．００４〜０．００９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０８〜０．３８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１４〜０．４２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３８〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．１〜１７．９ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３８〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１２．７〜１５．７、Ｃｕ：０．９９〜１．０７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２０〜０．０２５ｍａｓｓ％を含有し、Ｖ含有量を０．０８〜０．６７ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、実験１と同様にして、３５ｍｍ×３５ｍｍの角材としたのち図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。
Ｃ：０．００４〜０．００９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０８〜０．３８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１４〜０．４２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３８〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．１〜１７．９ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３８〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１２．７〜１５．７、Ｃｕ：０．９９〜１．０７ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０２０〜０．０２５ｍａｓｓ％を含有し、Ｖ含有量を０．０８〜０．６７ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、実験１と同様にして、３５ｍｍ×３５ｍｍの角材としたのち図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。
図４は、上記試験結果を示したものであり、この図から、Ｖ含有量が０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲において、ＳＵＳ４４４よりも優れた４５０サイクル以上の熱疲労寿命が得られていることがわかる。
（実験３）
上記実験１および実験２の結果（図３，４）に加えて、Ｃ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１５〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１３〜０．２１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３４〜０．０３８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４８ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１１．２〜１１．４、Ｃｕ：１．０２〜１．０５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎ含有量、Ｖ含有量をそれぞれ０．０３６ｍａｓｓ％、０．４３ｍａｓｓ％および０．０３５ｍａｓｓ％、０．４９ｍａｓｓ％とした鋼を実験室で溶製し、実験１と同様にして、３０ｍｍ×３０ｍｍの角材としたのち図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。
上記実験１および実験２の結果（図３，４）に加えて、Ｃ：０．００７ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１５〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１３〜０．２１ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０３４〜０．０３８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４８ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１１．２〜１１．４、Ｃｕ：１．０２〜１．０５ｍａｓｓ％を含有し、Ｎ含有量、Ｖ含有量をそれぞれ０．０３６ｍａｓｓ％、０．４３ｍａｓｓ％および０．０３５ｍａｓｓ％、０．４９ｍａｓｓ％とした鋼を実験室で溶製し、実験１と同様にして、３０ｍｍ×３０ｍｍの角材としたのち図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示した条件の熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。
図５は、上記実験結果について、ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）と熱疲労寿命との関係を示したものである。この図から、Ｎ含有量およびＶ含有量が実験１および２で得られた好適範囲内にあっても、（Ｖ×Ｎ）の値が０．００３〜０．０１５の範囲にないと、ＳＵＳ４４４より優れた４５０サイクル以上の熱疲労寿命が得られないことがわかる。
したがって、熱疲労特性の観点からは、Ｎ含有量は０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ含有量は０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲にあり、かつ、（Ｖ×Ｎ）の値は０．００３〜０．０１５の範囲にあることが必要である。
したがって、熱疲労特性の観点からは、Ｎ含有量は０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ含有量は０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％の範囲にあり、かつ、（Ｖ×Ｎ）の値は０．００３〜０．０１５の範囲にあることが必要である。
次に、高温疲労特性に及ぼすＣｕ添加量の影響について調査した。
（実験４）
Ｃ：０．００４〜０．００９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１８〜０．２７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４〜０．１８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４１〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１６．９〜１７．４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３９〜０．４４ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１２．１〜１４．８、Ｎ：０．０２１〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２１〜０．２６ｍａｓｓ％を含有し、Ｃｕの含有量を０．０２〜２．１１ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。この冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の疲労試験片を採取した。その後、上記試験片を、７５０℃において、板表面に１１０ＭＰａの曲げ応力を負荷した状態でシェンク式の高温疲労試験（両振り、１６００Ｈｚ）に供して、破断までのサイクル数を測定した。
（実験４）
Ｃ：０．００４〜０．００９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１８〜０．２７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０４〜０．１８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４１〜０．０４８ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１６．９〜１７．４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．３９〜０．４４ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１２．１〜１４．８、Ｎ：０．０２１〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２１〜０．２６ｍａｓｓ％を含有し、Ｃｕの含有量を０．０２〜２．１１ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化させた鋼を実験室で溶製し、得られた鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。この冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の疲労試験片を採取した。その後、上記試験片を、７５０℃において、板表面に１１０ＭＰａの曲げ応力を負荷した状態でシェンク式の高温疲労試験（両振り、１６００Ｈｚ）に供して、破断までのサイクル数を測定した。
図７に、高温疲労特性とＣｕ含有量との関係を示した。この図から、Ｃｕ含有量が０．８〜１．６ｍａｓｓ％の範囲において、ＳＵＳ４４４に比べて高温疲労寿命が格段に優れた１．６×１０６サイクル以上の疲労寿命を示すことがわかる。したがって、ＳＵＳ４４４より優れた高温疲労特性を得るには、Ｃｕ含有量は０．８〜１．６ｍａｓｓ％の範囲で添加する必要があることがわかった。
次に、排気系部材に用いられる鋼において、熱疲労特性と並んで重要な特性である耐酸化性に及ぼすＶ含有量の影響について調査した。
（実験５）
実験２で得た鋼に加えて、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４１ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１４．６、Ｎ：０．０２２ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．９９ｍａｓｓ％を含有し、Ｖ含有量を０．０４ｍａｓｓ％とした鋼を実験室で溶製し、これらの鋼塊を熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板から大きさが３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚の酸化試験用サンプルを採取し、このサンプルの表面を＃３２０のエメリー紙で研磨した後、９５０℃に保持された大気雰囲気の炉中で３００時間の連続酸化試験を行い、酸化試験前後の質量変化（酸化増量）から、耐酸化性を評価した。なお、比較材としてＳＵＳ４４４についても、同様の連続酸化試験を行い、耐酸化性を評価した。
（実験５）
実験２で得た鋼に加えて、Ｃ：０．００６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１７ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０４２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：１７．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．４１ｍａｓｓ％、Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）：１４．６、Ｎ：０．０２２ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．９９ｍａｓｓ％を含有し、Ｖ含有量を０．０４ｍａｓｓ％とした鋼を実験室で溶製し、これらの鋼塊を熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板から大きさが３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚の酸化試験用サンプルを採取し、このサンプルの表面を＃３２０のエメリー紙で研磨した後、９５０℃に保持された大気雰囲気の炉中で３００時間の連続酸化試験を行い、酸化試験前後の質量変化（酸化増量）から、耐酸化性を評価した。なお、比較材としてＳＵＳ４４４についても、同様の連続酸化試験を行い、耐酸化性を評価した。
上記連続酸化試験の結果を、図８に示した。この図から、Ｖの含有量が０．１５ｍａｓｓ％以上であれば、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性が得られることがわかる。
次に、Ｃｒ含有鋼の靭性に及ぼすＮ，Ｖの含有量（ｍａｓｓ％）およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）の影響を調べた。
（実験６）
上記実験１〜３で得た鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とし、次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（冷延圧下率：６０％）し、仕上焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
この冷延焼鈍板から、ＪＩＳ Ｚ２２０２に準拠してサブサイズのシャルピーＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２４２２に準じて−２０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、破面を観察して脆性破面率を測定した。
（実験６）
上記実験１〜３で得た鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とし、次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（冷延圧下率：６０％）し、仕上焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：３０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
この冷延焼鈍板から、ＪＩＳ Ｚ２２０２に準拠してサブサイズのシャルピーＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２４２２に準じて−２０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、破面を観察して脆性破面率を測定した。
図９〜１１に、脆性破面率に及ぼすＮ含有量、Ｖ含有量および（Ｖ×Ｎ）の影響を示した。この結果から、ＳＵＳ４４４の脆性破面率（２０％）よりも優れる脆性破面率５％未満とするためには、Ｎ含有量は０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｖ含有量は０．３５ｍａｓｓ％以下および（Ｖ×Ｎ）は０．００８以下とする必要があることがわかる。
本発明は、上記の知見にさらに検討を加えてなされたものである。
本発明は、上記の知見にさらに検討を加えてなされたものである。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を高める元素であるが、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靱性および成形性が大きく劣化する他、本発明の特徴であるＶの添加効果が得られなくなる。よって、本発明では、Ｃは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、成形性をより高めるためおよびＶの効果を最大限に引き出すためには、Ｃの含有量は低いほど望ましく、０．０１０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を高める元素であるが、０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、靱性および成形性が大きく劣化する他、本発明の特徴であるＶの添加効果が得られなくなる。よって、本発明では、Ｃは０．０１５ｍａｓｓ％以下とする。なお、成形性をより高めるためおよびＶの効果を最大限に引き出すためには、Ｃの含有量は低いほど望ましく、０．０１０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、鋼の耐酸化性を向上する元素であり、脱酸剤としても添加される元素である。しかし、過剰な添加は加工性を低下させる。また、優れた低温靭性を安定的に得るには、Ｓｉは０．５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉは、鋼の耐酸化性を向上する元素であり、脱酸剤としても添加される元素である。しかし、過剰な添加は加工性を低下させる。また、優れた低温靭性を安定的に得るには、Ｓｉは０．５ｍａｓｓ％以下とする必要がある。好ましくは、０．３ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、脱酸剤として作用する元素である。しかし、過剰な添加は、高温でのγ相の生成を促進し、耐熱性、特に、耐酸化性に大きな悪影響を及ぼす。また、伸びを低下して加工性を劣化させる。よって、上記弊害を排除するため、本発明では、Ｍｎは０．３５ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｍｎは、脱酸剤として作用する元素である。しかし、過剰な添加は、高温でのγ相の生成を促進し、耐熱性、特に、耐酸化性に大きな悪影響を及ぼす。また、伸びを低下して加工性を劣化させる。よって、上記弊害を排除するため、本発明では、Ｍｎは０．３５ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の靱性や延性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、鋼の靱性や延性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｐは０．０４０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼の伸びおよびｒ値を低下させて成形性を劣化させるとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓを０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓは、鋼の伸びおよびｒ値を低下させて成形性を劣化させるとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる元素であり、できる限り低減するのが望ましい。よって、本発明では、Ｓを０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、強力な脱酸剤として添加される。また、鋼の耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、加工性が低下するので、上限は０．１ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌは、強力な脱酸剤として添加される。また、鋼の耐酸化性の向上に有効な元素である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼が硬質化し、加工性が低下するので、上限は０．１ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％
Ｃｒは、鋼の耐酸化性を向上させる本発明鋼においては重要な元素である。斯かる効果を得るためには、１６ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ｃｒは、鋼に固溶し、室温において硬質化、低延性化して加工性の低下を招く。特に、１８．５ｍａｓｓ％を超える添加は、加工性の低下が大きくなる。よって、Ｃｒは１６〜１８．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｒは、鋼の耐酸化性を向上させる本発明鋼においては重要な元素である。斯かる効果を得るためには、１６ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、Ｃｒは、鋼に固溶し、室温において硬質化、低延性化して加工性の低下を招く。特に、１８．５ｍａｓｓ％を超える添加は、加工性の低下が大きくなる。よって、Ｃｒは１６〜１８．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｕ：０．８〜１．６ｍａｓｓ％
Ｃｕは、鋼の熱疲労特性および高温疲労特性の改善に有効な元素である。特に、図７に示したように、高温疲労特性の向上に顕著な効果がある。これは、７５０℃近傍で析出する微細なε−Ｃｕの効果によるものであり、その効果は、０．８ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。一方、１．６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、その効果が得られなくなるばかりでなく、高温疲労特性がＣｕ無添加の場合よりも低くなる。これは、析出したε−Ｃｕが粗大化し、亀裂発生の起点として作用するためと考えられる。よって、本発明では、Ｃｕは０．８〜１．６ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｕは、鋼の熱疲労特性および高温疲労特性の改善に有効な元素である。特に、図７に示したように、高温疲労特性の向上に顕著な効果がある。これは、７５０℃近傍で析出する微細なε−Ｃｕの効果によるものであり、その効果は、０．８ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。一方、１．６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、その効果が得られなくなるばかりでなく、高温疲労特性がＣｕ無添加の場合よりも低くなる。これは、析出したε−Ｃｕが粗大化し、亀裂発生の起点として作用するためと考えられる。よって、本発明では、Ｃｕは０．８〜１．６ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８
Ｎ，Ｖは、本願発明において、重要な添加元素である。図３〜５に示したように、ＳＵＳ４４４より優れた熱疲労特性を得るには、Ｎ：０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．０１５の全てを満たす必要がある。Ｎ含有量が０．０１５ｍａｓｓ％未満、Ｖ含有量が０．１５ｍａｓｓ％未満あるいは（Ｖ×Ｎ）が０．００３未満のいずれかの場合は、熱疲労特性を向上させる微細なＶＮ析出物が十分生成しないため、目的とする熱疲労特性が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０４０ｍａｓｓ％超え、Ｖ含有量が０．６０ｍａｓｓ％超えあるいは（Ｖ×Ｎ）が０．０１５超えのいずれかの場合は、やはり熱疲労特性が低下する。このような過剰なＶ，Ｎの添加は、熱疲労特性の向上に寄与する微細なＶＮ析出物が粗大化して、目的の熱疲労特性が得られなくなるためである。さらに、Ｖは、図８に示したように、０．１５ｍａｓｓ％以上の添加で、Ｃｕ添加に伴う耐酸化性の低下を改善する効果を有し、Ｖを０．６０ｍａｓｓ％以上添加しても耐酸化性に悪影響はない。
しかし、図９〜１１に示したように、ＳＵＳ４４４よりも優れた脆性、即ち、−２０℃における脆性破面率５％未満とするには、Ｎ含有量が０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｖ含有量が０．３５ｍａｓｓ％以下および（Ｖ×Ｎ）が０．００８以下である必要がある。よって、本発明では、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８の範囲とする。
Ｎ，Ｖは、本願発明において、重要な添加元素である。図３〜５に示したように、ＳＵＳ４４４より優れた熱疲労特性を得るには、Ｎ：０．０１５〜０．０４０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．６０ｍａｓｓ％およびそれらの積（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．０１５の全てを満たす必要がある。Ｎ含有量が０．０１５ｍａｓｓ％未満、Ｖ含有量が０．１５ｍａｓｓ％未満あるいは（Ｖ×Ｎ）が０．００３未満のいずれかの場合は、熱疲労特性を向上させる微細なＶＮ析出物が十分生成しないため、目的とする熱疲労特性が得られない。一方、Ｎ含有量が０．０４０ｍａｓｓ％超え、Ｖ含有量が０．６０ｍａｓｓ％超えあるいは（Ｖ×Ｎ）が０．０１５超えのいずれかの場合は、やはり熱疲労特性が低下する。このような過剰なＶ，Ｎの添加は、熱疲労特性の向上に寄与する微細なＶＮ析出物が粗大化して、目的の熱疲労特性が得られなくなるためである。さらに、Ｖは、図８に示したように、０．１５ｍａｓｓ％以上の添加で、Ｃｕ添加に伴う耐酸化性の低下を改善する効果を有し、Ｖを０．６０ｍａｓｓ％以上添加しても耐酸化性に悪影響はない。
しかし、図９〜１１に示したように、ＳＵＳ４４４よりも優れた脆性、即ち、−２０℃における脆性破面率５％未満とするには、Ｎ含有量が０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｖ含有量が０．３５ｍａｓｓ％以下および（Ｖ×Ｎ）が０．００８以下である必要がある。よって、本発明では、Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８の範囲とする。
Ｎｂ：１０×（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定してＣｒ炭窒化物の生成を抑制し、母材耐食性や溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を高めて熱疲労特性を向上させる、本発明において重要な元素である。特に、鋭敏化を防止し、耐粒界腐食性を高める観点からは、本発明のようにＮを積極的に添加する鋼においても、１０×（Ｃ＋Ｎ）以上含有する必要がある。一方、過剰なＮｂの添加は、熱疲労特性向上に有効な微細なＶＮの析出を抑制する。特に、０．６０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、たとえＶ，Ｎの含有量が上記範囲であっても、熱疲労特性の向上効果は得られなくなる。また、Ｎｂの含有量が０．５０ｍａｓｓ％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が析出して脆化し、安定して良好な低温靭性が得られなくなる。よって、Ｎｂの含有量は、１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを固定してＣｒ炭窒化物の生成を抑制し、母材耐食性や溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を高めて熱疲労特性を向上させる、本発明において重要な元素である。特に、鋭敏化を防止し、耐粒界腐食性を高める観点からは、本発明のようにＮを積極的に添加する鋼においても、１０×（Ｃ＋Ｎ）以上含有する必要がある。一方、過剰なＮｂの添加は、熱疲労特性向上に有効な微細なＶＮの析出を抑制する。特に、０．６０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、たとえＶ，Ｎの含有量が上記範囲であっても、熱疲労特性の向上効果は得られなくなる。また、Ｎｂの含有量が０．５０ｍａｓｓ％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が析出して脆化し、安定して良好な低温靭性が得られなくなる。よって、Ｎｂの含有量は、１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．５０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａは、Ｖと比較して強力な窒化物形成元素である。そのため、これらの元素が０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ窒化物が最初に生成し、それを核にしてＮｂ，Ｖなどが窒化物の析出が起こるため、熱疲労特性の向上に有効に作用する微細なＶＮの析出が得られなくなる。よって、これらの元素は、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａは、Ｖと比較して強力な窒化物形成元素である。そのため、これらの元素が０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ窒化物が最初に生成し、それを核にしてＮｂ，Ｖなどが窒化物の析出が起こるため、熱疲労特性の向上に有効に作用する微細なＶＮの析出が得られなくなる。よって、これらの元素は、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
Ｎｉ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の溶製時に鋼原料から不純物として混入する元素である。Ｎｉは、強力なオーステナイト安定化元素であるため、過剰に混入すると、高温でオーステナイト相が生成して耐酸化性を劣化させる。よって、Ｎｉは、０．４ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｎｉは、鋼の溶製時に鋼原料から不純物として混入する元素である。Ｎｉは、強力なオーステナイト安定化元素であるため、過剰に混入すると、高温でオーステナイト相が生成して耐酸化性を劣化させる。よって、Ｎｉは、０．４ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下
ＭｏおよびＷは、高価な元素であり、安価な材料の開発を目的とする本発明においては積極的に添加しない。しかし、溶解原料のスクラップ等からの混入により、０．１ｍａｓｓ％以下含有することがある。よって、本発明では、ＭｏおよびＷの上限をそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とする。
ＭｏおよびＷは、高価な元素であり、安価な材料の開発を目的とする本発明においては積極的に添加しない。しかし、溶解原料のスクラップ等からの混入により、０．１ｍａｓｓ％以下含有することがある。よって、本発明では、ＭｏおよびＷの上限をそれぞれ０．１ｍａｓｓ％とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｂおよび／またはＣｏを下記の範囲で含有することができる。
Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素であり、その効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃｏを添加する場合は、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素であり、その効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の添加で認められる。しかし、Ｃｏは、高価な元素であり、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃｏを添加する場合は、０．０５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｂ：０．０００４〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、加工性、とくに２次加工性を向上するのに有効な元素である。この効果は、０．０００４ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超える添加は、ＢＮを生成して加工性の低下を招く。よって、Ｂを添加する場合は、０．０００４〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ｂは、加工性、とくに２次加工性を向上するのに有効な元素である。この効果は、０．０００４ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超える添加は、ＢＮを生成して加工性の低下を招く。よって、Ｂを添加する場合は、０．０００４〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼において、上記以外の成分は、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。
本発明鋼の製造方法は、特に限定されるものではなく、フェライト系ステンレス鋼の製造方法として一般的なものであれば、いずれも好適に用いることができる。例えば、前述した本発明に適合する成分組成の鋼を転炉、電気炉等の溶製炉、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を適用して溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗等の各工程を経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。上記方法において、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上でもよい。また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は、必要に応じて繰り返し行ってもよく、熱延板焼鈍は、省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、スキンパス等を施してもよい。
本発明鋼の製造方法は、特に限定されるものではなく、フェライト系ステンレス鋼の製造方法として一般的なものであれば、いずれも好適に用いることができる。例えば、前述した本発明に適合する成分組成の鋼を転炉、電気炉等の溶製炉、あるいはさらに取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を適用して溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗等の各工程を経て冷延焼鈍板とするのが好ましい。上記方法において、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上でもよい。また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は、必要に応じて繰り返し行ってもよく、熱延板焼鈍は、省略してもよい。さらに、鋼板表面の光沢性が要求される場合には、スキンパス等を施してもよい。
表１−１および表１−２に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製して５０ｋｇ鋼塊とし、２分割し、その一方の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して１５０ｍｍ幅×３０ｍｍ厚の熱延シートバーとし、これを鍛造して３５ｍｍ×３５ｍｍの角材とし、１０４０℃の焼鈍を施した。その後、その角材から、機械加工により図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、図２に示したように、拘束率０．８で１００℃−８５０℃間を繰り返し昇温・降温させる熱疲労試験に供して、熱疲労寿命を測定した。なお、昇温・降温速度は１０℃／ｓとし、８５０℃の保持時間は１分、１００℃の保持時間は０分とした。また、熱疲労寿命は、１００℃において検出された荷重を、試験片均熱平行部の断面積で割って応力を算出し、（ｎ−１）サイクルの応力値よりｎサイクルの応力値の方が連続して低い値となる最初のサイクル数ｎと定義した。
また、参考例として、特許文献２，３および５に開示された成分組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．３５〜３８）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３４）についても、上記と同様にして熱疲労特性を評価した。
また、参考例として、特許文献２，３および５に開示された成分組成を有する鋼（鋼Ｎｏ．３５〜３８）およびＳＵＳ４４４（Ｎｏ．３４）についても、上記と同様にして熱疲労特性を評価した。
実施例１で得たもう一方の鋼塊を１１７０℃に加熱後、熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延板とし、次いで、この熱延板を、熱延板焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃）し、酸洗し、冷間圧延（圧下率：６０％）し、仕上焼鈍（焼鈍温度：１０４０℃、平均冷却速度：２０℃／ｓ）し、酸洗して板厚２ｍｍの冷延焼鈍板とした。
上記のようにして得た各冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の疲労試験片を採取し、高温疲労試験に供した。上記高温疲労試験は、シェンク式の高温疲労試験機を用いて、７５０℃の温度で、上記試験片の板表面に１１０ＭＰａの曲げ応力を負荷した状態で、両振り、１６００Ｈｚの条件で行い、破断までのサイクル数を測定した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして高温疲労特性を評価した。
上記のようにして得た各冷延焼鈍板から、図６に示した形状、寸法の疲労試験片を採取し、高温疲労試験に供した。上記高温疲労試験は、シェンク式の高温疲労試験機を用いて、７５０℃の温度で、上記試験片の板表面に１１０ＭＰａの曲げ応力を負荷した状態で、両振り、１６００Ｈｚの条件で行い、破断までのサイクル数を測定した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして高温疲労特性を評価した。
実施例２で得た板厚２ｍｍの冷延焼鈍板から、３０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚のサンプルを採取し、サンプル上部に４ｍｍφの穴を開けてから、その表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂し、その後、そのサンプルを、９５０℃に加熱・保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて３００時間保持する大気中連続酸化試験に供した。試験後、サンプルの質量を測定し、試験前の質量との差を算出して、酸化増量を求めた。なお、試験は、それぞれについて２回実施し、その平均値で耐酸化性を評価した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして耐酸化性を評価した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして耐酸化性を評価した。
実施例２で得た板厚２ｍｍの冷延焼鈍板から、この冷延焼鈍板から、ＪＩＳ Ｚ２２０２に準拠してサブサイズのシャルピーＶノッチ衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２４２２に準じて−２０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、破面を観察して脆性破面率を測定した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして加工性を評価した。
また、実施例１と同様、Ｎｏ．３４〜３８の参考例の鋼についても、上記と同様にして加工性を評価した。
上記実施例１〜４の結果を、表１−２に併記して示した。これらの結果から、本発明の成分組成に適合する発明例の鋼（Ｎｏ．１〜１１）は、いずれも、ＳＵＳ４４４を超える耐熱疲労特性（熱疲労寿命：４５０サイクル以上）と高温疲労特性（疲労寿命：１．６×１０６サイクル以上）と靭性（脆性破面率：５％未満）を有するとともに、ＳＵＳ４４４と同等以上の耐酸化性（酸化増量：２８ｇ／ｍ２以下）を兼備し、本発明の目的が達成されていることがわかる。一方、本発明の成分組成を満たさない比較例の鋼（Ｎｏ．１２〜３３）および従来技術の鋼（Ｎｏ．３４〜３８）は、耐熱疲労特性、高温疲労特性、靭性および耐酸化性のいずれか１以上の特性が本発明鋼より劣っている。
本発明のフェライト系ステンレス鋼の用途は、自動車の排気部材に限定されるものではなく、本発明の鋼と同様の特性が要求される火力発電システムの排気経路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 (3)
- Ｃ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：０．３５ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０４０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：１６〜１８．５ｍａｓｓ％、
Ｃｕ：０．８〜１．６ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％、
Ｖ：０．１５〜０．３５ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：１０×（Ｃ（ｍａｓｓ％）＋Ｎ（ｍａｓｓ％））〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｔａ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：０．４ｍａｓｓ％以下、
Ｍｏ：０．１ｍａｓｓ％以下、
Ｗ：０．１ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、
ＶとＮの含有量（ｍａｓｓ％）の積（Ｖ×Ｎ）が、
（Ｖ×Ｎ）：０．００３〜０．００８を満たして含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする耐熱性と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼。 - 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｏ：０．０５〜０．１ｍａｓｓ％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。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００４〜０．００３０ｍａｓｓ％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。
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