JP5025671B2 - 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、特に高温強度が必要な排気系部材などの使用に最適な高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法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およびマフラー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高温強度、耐酸化性など多様な特性が要求されている。

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、ステンレス鋼製のエキゾーストマニホールドが使用されるようになった。排ガス温度は、車種によって異なるが、近年では８００〜９００℃程度が多く、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すエキゾーストマニホールドの温度は７５０〜８５０℃と高温となる。しかし、さらに排ガス規制の強化、燃費向上が進められており、排ガス温度はさらに高温化するものと考えられている。

ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度や加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、エキゾースト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、熱疲労破壊やスケール剥離が生じやすい。

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、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、ＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）があり、Ｎｂ添加を基本に、Ｓｉ、Ｍｏの添加によって高温強度を向上させるものであった。この中で、ＳＵＳ４４４は２％程度のＭｏを添加するため、最も高強度である。しかし、排ガス温度の高温化にＳＵＳ４４４では対応不可であり、ＳＵＳ４４４以上の高温強度、ＳＵＳ４４４と同等の耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼が要望されている。

上記の例以外にも種々の添加元素が検討されている。特許文献１，２にはＣｕ−Ｔｉ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およびＴｉ添加は、いずれも低温靭性向上のためにそれぞれ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では、Ｃｕ析出物による析出硬化を利用して７００℃〜８５０℃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が、８５０℃における耐力はＳＵＳ４４４レベルとほぼ同等であることから、ＳＵＳ４４４以上の排気部品として考えられるものではなかった。Ｃｕ添加による高温強度向上についての従来技術は、Ｃｕ析出物を利用したものであるが、Ｃｕ析出物は長時間高温に曝された場合、析出物の凝集・合体による粗大化が急速に生じるため、析出強化能が著しく低下してしまう問題がある。特許文献３，４には総析出量を制限する技術が開示されている。特許文献３は成形性向上のために総析出量を０．０５〜０．６％以下に制御する方法が検討されており、耐熱性の観点からの方法ではない。特許文献４では、冷延焼鈍板と同等の加工性を焼鈍したステンレスパイプにおいて得るために、総析出量を１％以下にする方法が検討されているが、低温靭性および加工性向上のためにＣｕ添加をしており、Ｃｕ析出物による析出強化を考慮していない。特許文献５にはＮｂ−Ｍｏ添加鋼をベースとしてＢを添加する技術が開示されている。しかし、特許文献５におけるＢ添加は冷間加工性及び２次加工性の改善のために０．０００３〜０．００１％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。従来知見におけるＢ添加は、加工性改善目的のためで、粒界偏析による粒界強度を向上させて、２次加工性を向上させるもので、高温特性への影響は明確ではなかった。

発明者らは、直近、特許文献６において、Ｎｂ−Ｃｕ−Ｂ添加により７５０℃程度の温度域の高温強度を得る技術を開示している。しかし、本技術を用いても、８５０℃以上の温度領域ではＳＵＳ４４４と同程度に留まり、ＳＵＳ４４４以上の高温強度、ＳＵＳ４４４と同等の耐酸化性を有するフェライト系ステンレス鋼に対する要望を満たしていなかった。

特開２００６−３７１７６号公報 特許第３３９７１６７号公報 特開２００５−２９８８５４号公報 特許第３６７８３２１号公報 国際公開ＷＯ２００４／０５３１７１号公報 特開２００８−２４０１４３号公報

本発明は、従来技術とは異なる強化メカニズムを活用することにより高い高温強度を有するフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明者らは、エキゾーストマニホールドでの使用条件を勘案して、８００〜９００℃の温度域では、析出物が多量に析出、成長することから、冷延焼鈍板においてはＮｂ、Ｍｏ系析出物であるＬａｖｅｓ相およびＣｕ添加により析出するε−Ｃｕを従来材より微細析出させておくことによる析出強化に基づく排気部材としての高強度化を狙いとして、これら、Ｌａｖｅｓ相およびε−Ｃｕの微細分散化手段を検討した結果、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ複合添加が微細析出化に有効であることが判明した。特にＢは、一般的に高温域で（Ｆｅ，Ｃｒ）₂₃（Ｃ，Ｂ）₆やＣｒ₂Ｂを形成し易いが、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ複合添加鋼においては、これらの析出物は析出せず、Ｌａｖｅｓ相とε−Ｃｕ相を微細析出させる効果があることが判明した。Ｌａｖｅｓ相は、固溶Ｎｂ，Ｍｏ量の低減をもたらし、通常粗大化してしまうので、特に長時間時効後の高温強化能はほとんど無いが、Ｂ添加により微細析出するため、析出強化能を有し、高温強度の向上に寄与し長時間使用時の強度安定性を高くする。また、ε−Ｃｕは通常析出初期において極めて微細に析出し強度向上効果が大きいが、時効熱処理により粗大化し、時効後の強度低下が大きい。しかしながら、Ｂ添加によりε−Ｃｕの粗大化が抑制され、使用時の強度安定性が高くなる。Ｂ添加による析出微細化および粗大化抑制効果の機構は明確ではないが、Ｂの粒界偏析により界面エネルギーが低下することにより、Ｌａｖｅｓ相とε−Ｃｕの粒界析出を抑制し粒内に微細析出させると推察される。また、Ｎｂ，ＭｏやＣｕの粒界拡散を抑えることがこれらの析出物の粗大化を抑制すると推察される。

さらに、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ複合添加鋼において１０７０℃以上、好ましくは１１００℃以上で冷延焼鈍することにより、総析出物量を２質量％以下にしておき、排気系部材として使用する際に析出物量を増加させることにより、ＳＵＳ４４４以上の高温強度、即ち８５０℃における０．２％耐力が４０ＭＰａ以上を有し、かつ耐酸化性はＳＵＳ４４４と同等のフェライト系ステンレス鋼を提供できることを見出した。

図１は１８．５〜１９％Ｃｒ−０．００４〜０．００６％Ｃ−０．２〜０．３％Ｓｉ−０．９〜１．１％Ｍｎ−１．８〜２％Ｍｏ−１．８〜２％Ｃｕ−０．６〜０．７Ｎｂ−０．１〜０．２％Ｔｉ−０．００９〜０．０１１％Ｎ鋼の基本組成に、Ｂを添加していない鋼板とＢを０．０００２％添加した鋼板を用いて、１１００℃×６０ｓの焼鈍後に、８５０℃で１０分時効熱処理した場合の析出物（主にＬａｖｅｓ相とε−Ｃｕ）の析出頻度と粒径の関係を示した結果である。Ｂ添加鋼では平均粒径がＢ無添加鋼より微細化する傾向にあり、Ｂ添加によってＬａｖｅｓ相およびε−Ｃｕの微細化されていることがわかる。

また図２は、１８．５〜２０％Ｃｒ−０．００２〜０．００８％Ｃ−０．３〜０．４％Ｓｉ−０．９〜１．２％Ｍｎ−１．８〜２．５％Ｍｏ−１．５〜２％Ｃｕ−０．６〜０．９Ｎｂ−０．１〜０．２％Ｔｉ−０．００８〜０．０１１％Ｎ−０．０００３〜０．０００８Ｂ鋼の製品板の析出量と８５０℃の高温強度の関係を示した結果である。図２から８５０℃の耐力は、製品板の析出量が減少してゆくほど増加しており、２質量％以下でＳＵＳ４４４並の耐力を有することがわかる。さらに図３では、１８．７％Ｃｒ−０．００５％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．１％Ｍｎ−１．９％Ｍｏ−１．８％Ｃｕ−０．８５Ｎｂ−０．１４％Ｔｉ−０．０１１％Ｎ−０．００１Ｂ鋼の製品板の析出量と最終焼鈍温度の関係を示した結果である。図３から最終焼鈍温度を上昇させてゆくと、総析出物量が減少していくことがわかる。また、図２および図３より、通常の最終焼鈍温度１０００℃で焼鈍しても、８５０℃の０．２％耐力は３４ＭＰａ以上を確保できることがわかる。

また、Ｃｕを２％以上添加する場合、高温強度はε−Ｃｕの析出強化で十分に確保されることから、高価な添加元素であるＭｏを減少させてもＳＵＳ４４４を上回る高温特性を実現できることも新たに知見した。しかしながら、Ｃｕを増加し、Ｍｏを低減させた場合、まれに異常酸化現象が起こり耐酸化性が低下していることも明らかになった。この課題に対し、詳細に検討した結果、Ｓｉを低減させた場合のみに起こる現象であり、Ｓｉを０．１５ｍａｓｓ％以上添加すると異常酸化が起こらなくなることを見出した。

以上のとおり本発明では、ＢによるＬａｖｅｓ相およびε−Ｃｕを微細析出させる効果において、従来発明とは異なる作用効果を見出し、高温強度向上する本発明に至った。そして、１０７０℃以上の焼鈍により析出物を減少させ、排気系部材に使用する際に析出物を析出させ、析出強化を最大限に発揮させた高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板を発明した。

上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）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：１〜３．３％、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り、８５０℃の０．２％耐力が３２ＭＰａより高い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。
（２）質量％にて、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１５〜１％、Ｍｎ：０．６超〜２％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｍｏ：０．１〜１％未満、Ｃｕ：２超〜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り、８５０℃の０．２％耐力が３２ＭＰａより高い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。
（３）総析出量が質量％にて２％以下であることを特徴とする（１）または（２）記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）質量％にて、Ａｌ：０．１％以上４％以下、Ｖ：１％以下の１種以上を含有することを特徴とする（１）から（３）のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５）質量％にて、Ｗ：５％以下、Ｓｎ：１％以下、Ｚｒ：２％以下、Ｈｆ：２％以下、Ｔａ：５％以下の１種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（６）冷延板の最終焼鈍温度が１０７０℃以上であることを特徴とする（３）〜（５）のいずれかに記載の高温強度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、下限の規定が無いものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。

本発明によればＳＵＳ４４４以上の高温特性が得られ、特に自動車などの排気系部材に適用することにより、排ガス温度の高温化に対応することが可能となる。

８５０℃で１０ｍｉｎ時効熱処理した後の、Ｂ添加鋼およびＢ無添加鋼の析出物の粒径分布を示す図である。 冷延板の析出量と８５０℃の０．２％耐力の関係を示す図である。 冷延板の最終焼鈍温度と析出量の関係を示す図である。

以下に本発明の限定理由について説明する。

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ため、０．０１％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、０．００１〜０．００５％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ため、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、脱酸剤としても有用な元素であるが、高温特性と耐酸化性を改善するために非常に重要な元素である。高温強度に関して、Ｓｉは、０．０５％以上含有することにより、高温でＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂ，Ｍｏを主体とする金属間化合物の析出を促進する。一方、１％超の添加によりＬａｖｅｓ相が過度に析出および凝集・粗大化して、析出強化能は無くなるため、その上限を１％とする。また、Ｓｉは耐酸化性を向上させる元素でもあり、その効果を発現させるためには、０．０５％以上添加する必要がある。一方、１％超の添加ではスケール剥離が起こりやすい傾向となるとともに常温の加工性も低下する。以上から、Ｓｉの範囲は、０．０５〜１％とする。

また、Ｃｕ：２％超、Ｍｏ：１％未満の場合は、特に異常酸化が起きやすくなるので、その防止のため、Ｓｉは０．１５％以上必要である。この場合も１％超の添加ではスケール剥離が起こりやすい傾向にあるため、上限は１％とする。

Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素で、長時間使用中にＭｎ系酸化物を表層に形成し、スケール密着性や異常酸化抑制効果に寄与する。その効果は０．６％超で発現する。一方、２％超の過度な添加は、常温の均一伸びを低下させる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させたり、耐酸化性の劣化をもたらす。これらの観点から、上限を２％とした。更に、高温延性やスケール密着性を考慮すると、０．６超〜１．５％が望ましい。

Ｃｒは、本発明において、耐酸化性確保のために必須な元素である。１５％未満では、その効果は発現せず、３０％超では加工性を低下させたり、靭性の劣化をもたらすため、１５〜３０％とした。更に、高温延性、製造コストを考慮すると１７〜２２％が望ましい。

Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、高温酸化を抑制、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化および固溶強化による高温強度向上に対して有効である。しかし、過度な添加はＬａｖｅｓ相の粗大析出を促進し、析出強化能を低下させ、また加工性を劣化させる。さらに、本発明のＮｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ添加鋼においては、Ｃｕ添加による固溶Ｍｏ増が得られ、かつＢ添加によるＬａｖｅｓ相微細化が１％以上のＭｏ添加で得られる。その効果はＣｕ添加量の影響を受け、Ｃｕ１％以上２％までの添加ではＣｕによる強化能向上効果がやや小さいのでＭｏは１％以上の添加を必要とする。４％超の過度のＭｏ添加はＬａｖｅｓ相の粗大化を促進して高温強度には寄与せず、かつコスト増になることから、上限を４％とする。

しかし、Ｃｕを２％超添加する場合、Ｃｕによる強化能向上効果が大きく、加工性の向上も図るために、Ｍｏの添加が少なくできる。Ｍｏは高価であるため、コストも低減することができる。その下限は０．１％で、これ以上のＭｏ添加でその効果を発現する。また、Ｃｕを２％超添加する場合も、Ｍｏ上限を４％とすることができるが、Ｌａｖｅｓ相による析出強化および固溶強化を活用する必要がなくなるため、Ｍｏ上限を１％未満と非常に低減することもできる。

Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性の指標となるｒ値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Ｎｂ、Ｍｏの冷延焼鈍時の固溶量増加、高温強度の向上および高温延性の向上をもたらし、熱疲労特性を向上させる。さらにこれらの効果は、０．０５％以上から発現するが、０．５％超の添加により、固溶Ｔｉ量が増加して均一伸びを低下させる他、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、穴拡げ性を劣化させる。よって、Ｔｉ添加量は、０．０５〜０．５％とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．１〜０．３％が望ましい。

Ｎｂは、固溶強化およ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。さらに、Ｌａｖｅｓ相の微細析出による析出強化および固溶Ｎｂによる固溶強化に寄与し、この効果は０．２％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、穴拡げ性が劣化するため、０．２〜１．５％とした。更に、溶接部の粒界腐食性、製造性および製造コストを考慮すると、０．４〜０．９％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が、本発明では先述したＮｂ−Ｍｏ−Ｃｕ−Ｔｉ−Ｂ添加でＮｂ，Ｍｏ系析出物とε−Ｃｕの微細析出をもたらし、高温強度の向上に寄与する。これらの効果は、０．０００２％以上で発現するが、過度な添加は硬質化や粒界腐食性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．０００２〜０．０１％とした。更に、成型性や製造コストを考慮すると、０．０００３〜０．００５％が望ましい。

Ｃｕは、先述したように高温強度向上に有効な元素である。これは、ε−Ｃｕが析出することによる析出硬化作用であり、１％以上の添加により著しく発揮する。また、１％未満では析出硬化作用は顕著に発揮しない。一方、過度な添加は、均一伸びの低下や常温耐力が高くなりすぎてプレス成型性に支障が生じる。また、３．５％以上添加すると高温域でオーステナイト相が形成されて表面に異常酸化が生じるため上限を３．５％とした。Ｃｕの上限は３％が好ましい。また、製造性やスケール密着性を考慮すると、１．２〜２％が望ましい。

Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であるが、耐酸化性を向上させる元素でもある。また、固溶強化元素としての強度向上に有用である。強度向上の作用は０．１％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４％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．１〜２．５％が望ましい。なお、脱酸の目的でＡｌを添加する場合、鋼中に０．１％未満のＡｌが不可避的不純物として残存する。

Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用が生じて高温強度向上に寄与する。この効果は０．０１％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し、熱疲労寿命および加工性が低下してしまうため、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。

Ｗは、Ｍｏと同様な効果を有し、高温強度を向上させる元素である。この効果は１％以上から安定して発現するが、過度に添加するとＬａｖｅｓ相中に固溶し、析出物を粗大化させてしまうとともに製造性および加工性を劣化させるため、１〜４％が好ましい。更に、コストや耐酸化性等を考慮すると、１．２〜３％が望ましい。

Ｓｎは、原子半径が大きく固溶強化に有効な元素であり、常温の機械的特性を大きく劣化させない。高温強度への寄与は０．１％以上で安定して発現するが、１％以上添加すると製造性および加工性が著しく劣化するため、０．１〜１％が好ましい。更に、耐酸化性等を考慮すると、０．２〜０．８％が望ましい。

ＺｒはＴｉやＮｂ以上の強力な炭窒化物形成元素であるので、Ｚｒを添加すれば固溶Ｔｉ，Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与し、０．２％以上の添加により安定して効果を発揮する。しかしながら、２％超の添加により製造性および加工性の劣化が著しいため、０．２〜２％とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．２〜０．９％が望ましい。

ＨｆはＴｉ，Ｎｂ以上の強力な炭窒化物形成元素であるので、Ｈｆを添加すれば固溶Ｔｉ，Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与し、０．２％以上の添加により安定して効果を発揮する。しかしながら、２％超の添加により製造性および加工性の劣化が著しいため、０．２〜２％とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．２〜１％が望ましい。

ＴａはＴｉ，Ｎｂ以上の強力な炭窒化物形成元素であるので、Ｔａを添加すれば固溶Ｔｉ，Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与し、０．２％以上の添加により安定して効果を発揮する。しかしながら、５％超の添加により製造性および加工性の劣化が著しいため、０．２〜５％とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．２〜３％が望ましい。

冷延焼鈍板における総析出量は２質量％以下が望ましい。排気系部材として使用される８００〜９００℃において、析出物の微細析出が促進され、高温強度が維持されやすいためである（図２参照）。

冷延板の最終焼鈍温度は、高温であればあるほど冷延板中の析出物が多量に固溶し、冷延焼鈍板における総析出物量を低減することができる。その結果、排気系部材として使用する際に析出する微細析出物量を増加させ、析出物の微細化に寄与する。冷延板の最終焼鈍温度が１０７０℃以上であれば、冷延焼鈍板における総析出物量が２質量％以下となり、８５０℃における０．２％耐力として４０ＭＰａを得ることが出来る。１２００℃を超えると結晶粒が大きくなりすぎるので、１２００℃を最終焼鈍温度の上限とする。高温強度安定性とコストや表面品位を考慮すると最終焼鈍温度は１１００℃以上１２００℃以下が望ましい。

なお、鋼板の製造方法については、冷延板の最終焼鈍温度を１０７０℃以上にすることが望ましいこと以外は特に規定しないが、熱延条件、熱延板厚、熱延板焼鈍の有無、冷延条件、熱延板および焼鈍温度、雰囲気などは適宜選択すれば良い。また、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、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。

表１、表２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、熱延コイルに酸洗を施し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。冷延板の焼鈍温度は、総析出量を考慮して１０００〜１１５０℃とした。表１のＮｏ．１〜３６は本発明鋼、表２のＮｏ．３７〜５７は比較鋼である。

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、８５０℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。また、製品板の総析出物は、冷延焼鈍板のサンプルを電解抽出残渣にて求めた。更に、耐酸化性の試験として、大気中８５０℃および９５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化とスケール剥離の発生有無を評価した（ＪＩＳ Ｚ ２２８１に準拠）。常温の加工性として、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されている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（ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠）。ここで、常温での破断伸びは２５％以上あれば、一般的な排気部品への加工が可能なため、２５％以上の破断伸びを有するものを合格とした。

表１、表２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は、８５０℃の０．２％耐力が３４ＭＰａ以上と、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．５６鋼）の８５０℃の０．２％耐力３２ＭＰａより高く、常温の破断伸びも２５％以上確保されており、さらに、８５０℃および９５０℃において異常酸化やスケール剥離も無く耐酸化性にも優れていることがわかる。

また、Ａｌ含有量が０．１％以上４％以下の本発明例では、０．２％耐力の改善が見られる。Ａｌ含有量０．１％未満については、脱酸の目的で添加したＡｌ起因の不可避不純物としてのＡｌである。

さらに、総析出量２％以下にするように焼鈍温度を１０７０℃以上で製造したＮｏ．１〜３０鋼の場合、８５０℃における０．２％耐力は４０ＭＰａ以上となり、常温での破断伸びも３０％以上あり、８５０℃および９５０℃での耐酸化性も問題なく、非常に優れた特性を示している。

比較鋼である、Ｎｏ．３７，３８および３９鋼は、それぞれＣ，Ｎ，Ｓｉが上限を外れており、耐酸化性が発明鋼に比べて低い。Ｎｏ．４１鋼はＣｒが下限を外れており、耐酸化性が発明鋼に比べて低い。Ｎｏ．４３鋼はＣｕが少なめでＭｏが下限をはずれており、高温耐力がやや低い。また、Ｓｉが０．１％とやや低めのため、耐酸化性が８５０℃では問題ないが、９５０℃では劣る。Ｎｏ．４０鋼はＭｎが過剰に添加されて耐酸化性が劣るとともに、常温における延性が低い。Ｎｏ．４２，４４鋼はそれぞれＣｒ，Ｍｏが上限を外れており、高温耐力は高いものの総析出量が多く、常温延性が低い。Ｎｏ．４５鋼は、Ｃｕが上限を外れており、高温耐力は高いものの常温延性が低く、耐酸化性も劣っている。Ｎｏ．４６，４７鋼はＴｉ，Ｎｂが上限を外れており、高温耐力は高いものの総析出量が多く、常温延性が低い。Ｎｏ．４８鋼はＡｌが上限を外れており、高温耐力は高いものの常温延性が低い。Ｎｏ．４９鋼は、Ｍｏが１％未満の成分としてはＳｉが０．１１％と下限を外れており、耐酸化性が８５０℃では問題ないが、９５０℃では異常酸化が生じたので耐酸化性が劣る。Ｎｏ．５０〜５６鋼はＢ，Ｖ，Ｗ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ添加量が上限外れで、高温強度は高いものの総析出量が多いため常温延性が低く、部品加工に支障をきたす。Ｎｏ．５７鋼はＳＵＳ４４４で、Ｃｕが下限を外れており高温耐力が低い。

Claims (6)

1. 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：１〜３．３％、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り、８５０℃の０．２％耐力が３２ＭＰａより高い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。
2. 質量％にて、Ｃ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１５〜１％、Ｍｎ：０．６超〜２％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｍｏ：０．１〜１％未満、Ｃｕ：２超〜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り、８５０℃の０．２％耐力が３２ＭＰａより高い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。
3. 総析出量が質量％にて２％以下であることを特徴とする請求項１または２記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
4. 質量％にて、Ａｌ：０．１％以上４％以下、Ｖ：１％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
5. 質量％にて、Ｗ：５％以下、Ｓｎ：１％以下、Ｚｒ：２％以下、Ｈｆ：２％以下、Ｔａ：５％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
6. 冷延板の最終焼鈍温度が１０７０℃以上であることを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載の高温強度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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