JP7009278B2

JP7009278B2 - 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および排気部品とその製造方法

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Publication number: JP7009278B2
Application number: JP2018058854A
Authority: JP
Inventors: 俊希吉澤; 純一濱田; 篤剛林
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2018-03-26
Filing date: 2018-03-26
Publication date: 2022-02-10
Anticipated expiration: 2038-03-26
Also published as: JP2019173042A

Description

本発明は、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および排気部品とその製造方法に関するものであり、特に高温強度や耐高温塩害性が必要な排気系部材などの使用に最適な耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。

自動車の排気マニホールド、フロントパイプおよ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、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、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、耐熱性や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、熱疲労破壊が生じやすい。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いため、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、エキゾーストマニホールドを代表とした排気部品に対して汎用的に使用されている。

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、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。また、Ｍｏも固溶強化能が高いため温度が高い環境に使用される材料には積極的に添加されているが、コスト高になる課題がある。

ＮｂやＭｏ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析出物による析出硬化を利用して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５～９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。更に排気ガスの高温化対策として、特許文献１０～１５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）が劣化し、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。

加えて、近年では更なる排気ガスの浄化、熱効率向上のために熱損失を極力低減する方策が種々とられており、その一つに排気管断熱がある。これは、エキゾーストマニホールドから下流の排気管に至るまでを金属あるいは断熱材で包み込み、排気管を流れる排ガスの温度低下を抑制するものである。これによって各種触媒効率や排熱回収率が向上し、排ガス浄化性能や熱効率が上がる。このようなシステムの場合には、排気管とその周囲の断熱部材（金属製インシュレーターや繊維状の断熱材も含む）との間に隙間が形成されるため、外部から塩分の侵入が生じ易くなる。排気管断熱によって排ガス温度が高温に上昇しかつ塩害環境が厳しくなり、高温強度のみならず耐高温塩害性も必要となり、海岸地域や融雪剤の散布が多い地域では特に重要となる。耐高温塩害性は一般的には全面腐食であり、板厚の全面的な腐食につながり、減肉を抑制する技術が必要となる。特許文献１６や１７には耐高温塩害性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されており、各種元素の固溶量やＳｉやＡｌ量の調整が成されている。しかしながら、多量のＭｏ、Ｗ添加はコスト高になるとともに、高温使用環境において金属間化合物であるＬａｖｅｓ相が固溶・析出するため固溶元素に依存した技術では十分ではなかった。

Ｌａｖｅｓ相は、Ｆｅ₂Ｎｂ，Ｆｅ₂Ｔｉ，Ｆｅ₂Ｍｏ，Ｆｅ₂Ｗ等の金属間化合物であり、靭性を劣化させることがあるため、一般的には製品段階では固溶化される。一方、部品が車載されエンジンが始動することにより高温環境に曝されると析出が生じる。析出により固溶Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは減少し、固溶強化能は低下するとともに、析出状態が粗であれば析出強化も作用しない。また、Ｓｉ添加フェライト系ステンレス鋼はＬａｖｅｓ相の生成を促進することが知られており、Ｌａｖｅｓ相の析出安定性が悪い場合には使用過程における高温強度や耐高温塩害性の変化が大きくなり、性能劣化が激しくなる。

特開２００６－３７１７６号公報国際公開ＷＯ２００３／００４７１４号特許第３４６８１５６号公報特許第３３９７１６７号公報特許第５２０８４５０号公報特許第４９３７２７７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２００５－２０６９４４号公報特開２００８－１８９９７４号公報特開２００９－１２０８９３号公報特開２００９－１２０８９４号公報特許第３０２１６５６号公報特許第２９０７６７３号公報

加藤ら：ＪＦＥ技報、２０（２００８）、３３．

本発明は、排気マニホールドやコンバーター等の自動車および二輪車の排気部品に好適な、耐熱性を有するフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。本発明の解決しようとする課題の対象となる部品は、自動車および二輪車の排気部品であればいずれも対象となり、具体的にはエキゾーストマニホールド、触媒コンバーターケース、ＥＧＲクーラーケース、排熱回収機、センターパイプ、マフラー、ターボチャージャー部品である。また、先述した排気管断熱に関わる全ての部品が対応となる。

高温塩害が生じる環境では、高温強度と耐高温塩害性の両立が求められる。Ｍｏは高温強度と耐高温塩害性を向上させるが、添加量を増加させるとコスト高になる課題がある。また、Ｓｉは耐高温塩害性を向上させるが、多量に添加すると高温強度を低下させる課題がある。本発明は、コストを抑え、高温強度と耐高温塩害性を両立した、耐熱性を有するフェライト系ステンレス鋼板および排気部品とその製造方法を提供するものである。

上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の析出物に着目して詳細に調査した。前記本発明が対象とする部品が使用される温度域では析出物が析出する場合があり、粗大な析出物は固溶強化に有効な元素を母相から奪い高温強度を低下させる。しかし析出物を微細に析出させることができれば、固溶元素の析出を抑えつつ析出強化による強化も期待できる。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。この特徴として、Ｓｉ添加フェライト系ステンレス鋼に存在するＬａｖｅｓ相（Ｆｅ₂Ｎｂ，Ｆｅ₂Ｔｉ，Ｆｅ₂Ｍｏ，Ｆｅ₂Ｗ等）中にＳｉが濃化して存在し、その濃度を適正量に制御することによって、高温強度と耐高温塩害性を向上させることを知見した。具体的には、Ｓｉ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、あるいはＷが含有したフェライト系ステンレス鋼を焼鈍する際の冷却時の冷却過程あるいは製品が使用される際の熱履歴を制御することによって、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を増加させることが可能となる。このＳｉが濃化したＬａｖｅｓ相が高温下で微細に析出することによって析出強化が効果的に発現するとともに、加熱と塩害が繰り返し作用する高温塩害環境において良好な耐食性を発現することが可能となる。これにより、先述した排気部品において特に断熱構造となる排気部品に適用可能な耐熱フェライト系ステンレス鋼板を提供することに成功した。

上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．４～３．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｃｒ：１０～２０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５質量％であることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）質量％にてさらに、Ｃｕ：３．０％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｔａ：０．３％以下、Ｈｆ：０．３％以下、Ｃｏ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．２％以下、Ｇａ：０．３％以下の１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いてなる排気部品。
（４）（１）又は（２）に記載の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を用いて排気部品を形成し、７００～８９０℃で１分以上の熱処理を施すことを特徴とする（３）に記載の排気部品の製造方法。

本発明によれば、耐熱性を有するフェライト系ステンレス鋼板の高温強度や耐高温塩害特性を向上させ、自動車や二輪車の排ガス経路部品に適した材料を提供し、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。

Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ量と鋼板の７５０℃耐力との関係を示す図である。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ量と鋼板の板厚減少量との関係を示す図である。冷延焼鈍の温度パターンを示す模式図である。

以下、鋼中の成分含有量、Ｌａｖｅｓ相中の成分含有量を％で表示するときは、質量％を意味する。

本発明では高温強度や耐高温塩害性の観点から、鋼中における微細析出物中のＳｉ濃度が重要であることを知見した。具体的には、製品板あるいは使用時に析出するＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を１．５～４．５質量％とする。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５％のとき、Ｌａｖｅｓ相は微細析出をしており、これらは対応関係があると推定される。そこで、本発明においては、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度で金属組織を規定することとした。Ｌａｖｅｓ相のＳｉ濃度を１．５～４．５％に制御することによって、Ｌａｖｅｓ相が微細析出し、析出強化が効果的に発現するとともに、加熱と塩害が繰り返し作用する高温塩害環境において良好な耐食性を発現する。

図１に、鋼中Ｓｉ含有量が０．９３％のサンプルの７５０℃の耐力におよぼすＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度の影響を示す（後記実施例Ｎｏ．６５～６９および比較例Ｎｏ．９４～９６のサンプル）。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％以上となることで耐力が飛躍的に向上し、８０ＭＰａ以上の耐力を示した。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を増加させることで耐力がさらに向上し、３．５％では１００ＭＰａ以上となった。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を制御することでＬａｖｅｓ相が微細に析出し、析出強化によって耐力が向上したと考えられる。しかし、Ｌａｖｅｓ相中のシリコン濃度が４．５％を超えると耐力が急激に低下するため、上限は４．５％とした。

次に、鋼板の耐高温塩害性を評価するため、「大気中７００℃で１１０分加熱、常温で２０分冷却、５％ＮａＣｌ水溶液中に２５分浸漬、５０℃で２０分乾燥」を２０ｃｙｃｌｅ行う高温塩害試験を行った。試験後に腐食生成物除去後の板厚を２０点測定し、片面あたりの板厚減少量の平均値を求めた。図２に、鋼中Ｓｉ含有量が０．９３％のサンプルの板厚減少量におよぼすＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度の影響を示す（後記実施例Ｎｏ．６５～６９および比較例Ｎｏ．９４～９６のサンプル）。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％以上となることで大幅に板厚減少量が低下し、板厚減少量１２０μｍ以下を達成した。

非特許文献１では、フェライト系ステンレス鋼の高温塩害腐食のメカニズムについて述べている。高温塩害腐食は鋼板の結晶粒界が酸素の拡散経路となり、粒界近傍に生成したＣｒ₂Ｏ₃が、水溶性のＮａ₂ＣｒＯ₄となり溶解することで進行する。Ｌａｖｅｓ相は結晶粒内だけでなく、粒界にも析出する。粒界に微細析出したＬａｖｅｓ相によって酸素の粒界拡散が抑制され、高温塩害腐食が抑制されたと考えられる。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％程度の場合、微細析出（核生成サイトの増加）により粒界の被覆が促進され、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度の増加（析出量の増加）に伴い粒界の被覆はさらに促進されると考えられる。Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を増加させることで、板厚減少量を６０μｍ程度に抑えることが可能となるが、Ｓｉ濃度３．５％超では、板厚減少量のさらなる低下は認められない。これは粒界の被覆が概ね完了したために、板厚減少量の低下も頭打ちとなったことが原因と推察される。耐高温塩害性の観点からはＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度は３．５％程度とするのが望ましい。一方、高温強度に関しては上記のようにＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５％超となることで急激に低下するため、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度の上限は４．５％とした。

上記のようにＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％未満である場合、Ｌａｖｅｓ相が微細に析出せず、一方４．５％超の場合Ｌａｖｅｓ相の成長・粗大化が生じ、析出強化が低下する。このため、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度は１．５～４．５質量％とする。

以下、鋼中の成分含有量を規定した根拠について説明する。
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。そのため、０．０３％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。さらに望ましくは０．００３～０．００７％とする。

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。そのため、０．０３％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、０．００３～０．０２０％が望ましい。さらに望ましくは０．００５～０．０１５％とする。

Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度、耐酸化性および耐高温塩害性を改善する元素である。高温強度、耐酸化性および耐高温塩害性は、Ｓｉ量の増加とともに向上する。高温強度と耐高温塩害性の向上にはＬａｖｅｓ相（Ｆｅ₂Ｎｂ，Ｆｅ₂Ｔｉ，Ｆｅ₂Ｍｏ，Ｆｅ₂Ｗ等）析出の制御が重要であり、Ｌａｖｅｓ相を微細かつ多量に析出させることで、その効果を得られる。その効果は、Ｌａｖｅｓ相中にＳｉが濃化して存在し、その濃度を適正量に制御することで発現する。具体的には、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５％であり、そのためには鋼中に０．４％以上のＳｉ添加が必要である。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３．０％とする。また、酸洗性や靭性を考慮すると０．４～２．５％が望ましい。さらに製造性を考慮すると１．０超～２．５％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、中温域での高温強度上昇に寄与するが、２．０％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や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２．０％とした。更に、鋼板製造における酸洗性や常温延性を考慮すると、０．０１～１．５％が望ましい。さらに望ましくは０．０１～１．０％とする。Ｍｎは含有しなくても良い。

Ｐは、製鋼精錬時に主として原料から混入してくる不純物であり、含有量が高くなると、靭性や溶接性が低下する。このため、極力低減することが望ましいが、０．０１％未満にするためには、低Ｐ原料の使用によるコストアップが生じるため、本発明では０．０１％以上とする。一方、０．０５％超の含有により著しく硬質化する他、耐食性、靭性および酸洗性が劣化するため、０．０５％を上限とする。さらに望ましくは０．０２～０．０４％とする。

Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１０％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、１０～２０％とした。更に、製造性やスケール剥離性を考慮すると１３～１８％が望ましい。

本発明は、ＴｉとＮｂの１種又は２種を下記成分範囲において含有する。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。また、Ｎｂ、Ｍｏとの複合添加において、適量添加することにより、冷延焼鈍時のＮｂ、Ｍｏの固溶量増加、高温強度の向上をもたらし、熱疲労特性を向上させる。その効果は０．０１％以上から発現するため、下限を０．０１％とした。一方、０．５％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０．５％以下とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．０５～０．２％が望ましい。

Ｎｂは、固溶強化および微細析出物の析出強化による高温強度向上に有効な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性や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。これらの効果は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。一方、０．８％超の添加は著しく硬質化する他、製造性も劣化させるため、上限を０．８％とした。また、原料コストや靭性を考慮すると、０．３～０．６％が望ましい。

本発明は、さらに必要に応じて以下の成分を含有することとしても良い。

Ｃｕは耐食性向上に有効な元素である。また、ε－Ｃｕ析出による析出強化によって高温強度を向上させるが、過度な添加は熱間加工性を低下させるため上限は３．０％とした。更に、熱疲労特性、製造性および溶接性を考慮すると１．０～１．６％が望ましい。

Ｓは、耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるが、ＴｉやＣと結合して加工性を向上させる効果が０．０００１％から発現するため、下限を０．０００１％とした。一方、過度な添加によりＴｉやＣと結合して固溶Ｔｉ量を低減させるととも析出物の粗大化をもたらし、高温強度が低下するため、上限を０．０１％とした。更に、精錬コストや高温酸化特性を考慮すると０．００１０～０．００９０％が望ましい。

Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性や高温強度、熱疲労特性を向上させる元素である。ＢはＬａｖｅｓ相などの微細析出をもたらし、これらの析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下の抑制や熱疲労寿命の向上に寄与する。この効果は０．０００１％以上で発現する。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、粒界腐食性と耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．００１０％以下とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００１～０．０００５％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高温強度向上に有用である。その作用は０．００１％から安定して発現する。一方、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３．０％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．０１～２．２％が望ましい。

Ｍｏは、高温における固溶強化に有効な元素であるとともに、耐食性および耐高温塩害性を向上させるため、必要に応じて０．０１％以上添加する。３．０％以上の添加で常温延性と耐酸化性が著しく劣化するため、３．０％以下とした。更に、熱疲労特性や製造性を考慮すると、０．３～０．９％が望ましい。

ＷもＭｏ同様、高温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や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。これは０．１％以上の添加で作用する。一方、２．０％超の添加ではコスト高になるとともに、常温延性が低下するため、上限を２．０％とした。更に、製造性、低温靭性および耐酸化性を考慮すると、Ｗ添加量は０．２～１．５％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。一方、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、製造コストや製造性を考慮すると、０．０８～０．５％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０．０１％以上で発現する。一方、０．５％超添加すると製造性および靭性が著しく低下するため、０．５％以下とした。更に、耐酸化性や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、高温強度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。一方、１．０％超添加するとコスト高になるため、１．０％以下とした。更に、製造性を考慮すると、０．０８～０．５％が望ましい。

Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。この作用は０．０００２％以上で発現し、靭性向上に寄与する。但し、過度な添加は、溶接性、耐食性および表面品質の劣化につながるため、上限を０．０１％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３～０．００１０％が望ましい。

Ｓｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する。０．５％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れや延性低下が過度に生じる場合があるため上限を０．５％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．３％が望ましい。

Ｚｒは、ＴｉやＮｂ同様に炭窒化物形成元素であり、耐食性、深絞り性の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０．０１％以上で発現する。一方、０．３％超の添加により製造性の劣化が著しいため、０．３％以下とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．１～０．２％が望ましい。

Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．０１％以上添加する。但し，０．３％超の添加によりコスト増になる他，製造性を著しく劣化させるため，上限を０．３％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．０８％が望ましい。

Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する。０．３％超の添加により靭性劣化につながるため，上限を０．３％とする．更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．１％が望ましい。

Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は０．０００１％以上で発現する。しかしながら、０．０１％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３～０．００２０％が望ましい。

ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は０．００１％以上で発現する。しかしながら、０．２％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、延性の低下をもたらすことから上限を０．２％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．００１～０．０５％が望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。

Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とすると好ましい。さらに、製造性やコストの観点ならびに、延性や靭性の観点から０．００２０％以下が好ましい。

その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。

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－焼鈍－酸洗－冷間圧延－焼鈍・酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前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、常法により加熱され、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。巻取温度の規定はしないが、熱延板靭性や組織微細化の観点からは４００～７５０℃が望ましい。

熱延工程の後の焼鈍は省略しても良く、酸洗後に製品の板厚に冷延される。ここでは、タンデム式圧延機あるいはゼンジミア式圧延機のいずれも用いても構わない。また、圧下率は板厚に応じて適宜選定すれば良い。

Ｌａｖｅｓ相中にＳｉを濃化させるために、冷延鋼板を焼鈍する際に９００～１１００℃に加熱後、７００～８９０℃において１分以上１０分以下滞留し、６９０～４００℃の冷却速度が３．０～５．０℃／ｓｅｃとするところに特徴がある。７００～８９０℃の滞留時間が１分未満であると、Ｌａｖｅｓ相中へのＳｉの拡散が伴わないため、下限を１分とする。本時間が過度に長くなると、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５％を越えるとともに、微細に析出したＬａｖｅｓ相が成長・粗大化し析出強化量が低下する。また、著しく生産性が落ちるため、上限は１０分とする。更に、Ｌａｖｅｓ相の安定性や酸洗性を考慮すると、１．５分～５分が望ましい。以下、詳細に説明する。

冷間圧延後の焼鈍パターンについて、図３に基づいて説明する。冷間圧延後の焼鈍は、再結晶組織を得るために施される。本発明の鋼成分の再結晶温度は９００～１１００℃であるため、この温度（Ｔ_H）に加熱し、冷却する。加熱温度（Ｔ_H）が１１００℃を超える場合、結晶粒が過度に粗大化し製品板においてオレンジピールが生じる恐れがある。また、加熱温度（Ｔ_H）が９００℃未満である場合、再結晶不良が生じ製品板の伸びが低下する恐れがある。このため加熱温度（Ｔ_H）は９００～１１００℃とすると好ましい。
本発明では加熱後の冷却過程においてＬａｖｅｓ相の析出およびＳｉをＬａｖｅｓ相中に固溶させるために好ましくは、７００～８９０℃における滞留時間（ｔ_S）を１分以上１０分以下とする。ここで、７００～８９０℃における滞留時間（ｔ_S）とは、冷却中に８９０℃から７００℃までの所要時間を意味する。滞留時間が１分未満であるとＳｉの拡散が伴わないため、下限を１分とする。７００～８９０℃における滞留時間（ｔ_S）を１分以上とするため、図３に示すように、７００～８９０℃の温度範囲内で温度がほぼ一定に保持されるパターンを採用してもよい。ここでは、温度がほぼ一定に保たれる温度を滞留温度（Ｔ_S）と呼ぶ。滞留温度は７００～８９０℃であればよいが、Ｌａｖｅｓ相の析出がより促進される温度は７５０℃程度である。

Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度は、鋼中のＳｉ含有量、焼鈍後熱処理の滞留時間の両方の影響を受けて変化する。鋼中のＳｉ含有量：０．４～３．０％、８９０℃から７００℃までの滞留時間：１分以上１０分以下の範囲内において、鋼中のＳｉ含有量が多いほど、滞留時間が長いほど、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が増大する。従って、所定の条件で製造したときにＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５質量％未満であったときは、鋼中のＳｉ含有量、焼鈍後熱処理の滞留時間のいずれかを増大することにより、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を１．５質量％以上とすることができる。逆に、所定の条件で製造したときにＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５質量％を超えていたときは、鋼中のＳｉ含有量、焼鈍後熱処理の滞留時間のいずれかを減少することにより、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を４．５質量％以下とすることができる。また、滞留時間は１分以上１０分以下であればよいが、鋼中のＳｉ含有量が下限近く（０．４％程度）の鋼である場合はＬａｖｅｓ相中へのＳｉの濃化が１分の滞留で十分に生じない場合がある。その場合は１０分以下で適当な時間滞留させることで、必要なＳｉ拡散を実現することができる。一方、鋼中のＳｉ含有量が上限近く（３．０％程度）の鋼である場合は、滞留時間が長時間であるとＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５％を超えることがあり、一方で滞留時間が短時間でもＬａｖｅｓ相中へのＳｉの濃化が十分に生じる場合があるので、適当な時間滞留させることで、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度を本発明範囲内とすることができる。
また、滞留時間が過度に長くなると著しく生産性が落ちるため、上限は１０分とする。更に、Ｌａｖｅｓ相の安定性や酸洗性を考慮すると、１．５分～５分が望ましい。

７００～８９０℃の温度帯で滞留させる方法としては、加熱後の冷却速度を水あるいはガス等で調整すれば良い。また、常法で冷間圧延後の焼鈍を行った上で、焼鈍後の酸洗前処理工程（例えば溶融塩処理）で７００～８９０℃の滞留を行っても構わない。

滞留後の６９０～４００℃の冷却速度は、微細に析出したＬａｖｅｓ相を過度に成長させないため、３．０～５．０℃／ｓｅｃとする。冷却速度が３．０℃／ｓｅｃ未満である場合、冷却中にＬａｖｅｓ相の成長が過度に生じ微細に析出したＬａｖｅｓ相が粗大になるおそれがあるとともに、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５％を超えることとなる。また冷却速度を５．０℃／ｓｅｃ超とするためには冷却用の設備を導入する必要があり、コスト高になるとともに、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％未満となる。６９０～４００℃の冷却速度は、６９０℃から４００℃までの所要時間（図３のｔ_C）を用いて、冷却速度＝（６９０－４００）／ｔ_Cとして算出される。

Ｌａｖｅｓ相の成長はＬａｖｅｓ相へのＮｂ（Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ等）（以下「Ｎｂ等」という。）の拡散によって律速される。７００～８９０℃の滞留時間が１分以上１０分以下の好適時間である場合、Ｌａｖｅｓ相中へＳｉが濃化し、Ｌａｖｅｓ相へのＮｂ等の拡散を阻害する。このため滞留中に析出するＬａｖｅｓ相は成長しにくく微細になる。滞留時間が不十分である場合、Ｓｉの拡散が伴わずＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５％未満となり、Ｌａｖｅｓ相は成長しやすい。滞留時間が１０分超である場合、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が４．５％を超えるとともに、Ｌａｖｅｓの成長が過度に生じるためＬａｖｅｓ相は粗大になる。
また、冷延板焼鈍雰囲気などは適宜選択すれば良く、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、酸洗方法については、既存の酸洗方法を適用すれば良い。

上記本発明のフェライト系ステンレス鋼板を用いてなる排気部品は、排気部品を構成する鋼中に析出したＬａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５質量％であるため、優れた高温強度と耐塩害耐食性を併せ持つことができる。

本発明において、常法で冷間圧延後の焼鈍を行って冷延鋼板を形成し、さらに鋼板を加工して排気部品を形成した上で、部品作製後に、７００～８９０℃で１分以上の熱処理を実施しても構わない。これは、本発明の効果は部品が車載された後に有効に発現すれば良いため、製品板に限定されるものではなく、部品加工－接合後、あるいは組み立て後に上記条件で熱処理が施されれば部品性能は格段に向上するためである。よって、部品組み立て段階あるいは車載された後に上記条件になるようにエンジンを稼働させることによって耐熱性を向上させることも可能である。

表１～表４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。その後、コイルを１．２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。ここで冷間圧延後の焼鈍については、図３に示すように、加熱温度（Ｔ_H）を９００～１１００℃範囲内の表１～４に示す焼鈍温度とした。その後、表１～４に示す滞留温度（Ｔ_S）において、鋼板の冷却を一次滞留させた。鋼板温度が８９０℃から７００℃に到達するまでの経過時間を滞留時間（ｔ_S）とし、表１～４に示した。その後、６９０℃～４００℃までの冷却速度を表１～４に示す冷却速度とした。
表１～表３のＮｏ．１～７９は本発明鋼、表４のＮｏ．８０～１０２は比較鋼である。成分組成が本発明範囲から外れる数値、製造条件が好適範囲から外れる数値、品質が目標から外れる数値に下線を付している。

このようにして得られた製品板から、圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、７５０℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳＧ０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、７５０℃における０．２％耐力が８０ＭＰａ以上あれば、一般的な排気部品への適用が可能なため、８０ＭＰａ以上の０．２％耐力を有するものを合格とした。また、耐高温塩害性の試験として、「大気中７００℃で１１０分加熱、常温で２０分冷却、５％ＮａＣｌ水溶液中に２５分浸漬、５０℃で２０分乾燥」を２０ｃｙｃｌｅ行う高温塩害試験を行った。試験後に腐食生成物除去後の板厚を２０点測定し、片面あたりの板厚減少量の平均値で耐高温塩害性を評価した。板厚減少量が１２０μｍ以下であれば高温塩害用途への適用が可能となるため１２０μｍ以下の板厚減少量を有するものを合格とした。

表１～４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用い、Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５質量％となるように製造した本発明例は、比較例に比べて７５０℃における０．２％耐力および耐高温塩害性に優れている。７５０℃における０．２％耐力および板厚減少量のいずれか一方でも不合格である場合は、高温塩害が生じる環境における耐熱鋼としての適用が不適と判断した。これより、本発明で規定される鋼は高温強度および耐高温塩害性に優れていることがわかる。

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．０３％以下、
Ｎ：０．０３％以下、
Ｓｉ：０．４～３．０％、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０１～０．０５％、
Ｃｒ：１０～２０％を含有し、さらに
Ｔｉ：０．０１～０．５％、Ｎｂ：０．０１～０．８％
を１種または２種含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
Ｌａｖｅｓ相中のＳｉ濃度が１．５～４．５質量％
であることを特徴とする耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
質量％にてさらに、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｂ：０．００１０％以下、
Ａｌ：３．０％以下、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｗ：２．０％、
Ｖ：１．０％以下、
Ｓｎ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｚｒ：０．３％以下、
Ｔａ：０．３％以下、
Ｈｆ：０．３％以下、
Ｃｏ：０．３％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．２％以下、
Ｇａ：０．３％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
請求項１又は請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いてなる排気部品。
請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を用いて排気部品を形成し、７００～８９０℃で１分以上の熱処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の排気部品の製造方法。