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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024129726
(43)【公開日】2024-09-27
(54)【発明の名称】フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240919BHJP
C22C 38/26 20060101ALI20240919BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240919BHJP
C21D 1/76 20060101ALI20240919BHJP
C21D 6/00 20060101ALI20240919BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240919BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/26
C22C38/60
C21D1/76 F
C21D1/76 G
C21D6/00 102E
C21D9/46 R
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023039111
(22)【出願日】2023-03-13
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100147485
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 憲司
(74)【代理人】
【識別番号】230118913
【弁護士】
【氏名又は名称】杉村 光嗣
(74)【代理人】
【識別番号】100165696
【弁理士】
【氏名又は名称】川原 敬祐
(74)【代理人】
【識別番号】100179589
【弁理士】
【氏名又は名称】酒匂 健吾
(72)【発明者】
【氏名】中村 徹之
(72)【発明者】
【氏名】フェブリ ムハンマド
(72)【発明者】
【氏名】吉野 正崇
(72)【発明者】
【氏名】杉原 玲子
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA04
4K037EA05
4K037EA09
4K037EA10
4K037EA12
4K037EA13
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA28
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA35
4K037EA36
4K037EB02
4K037EB03
4K037EB06
4K037EB07
4K037EB08
4K037EB09
4K037FA02
4K037FA03
4K037FB00
4K037FF03
4K037FG00
4K037FJ02
4K037FJ06
4K037FJ07
(57)【要約】
【課題】大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気でも優れた耐酸化性を示し、さらに、優れた熱疲労特性および高温疲労特性も有する、フェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】成分組成を適正に制御する、特には、Ｓｉを０．１０～１．５０％、Ａｌを０．２５～０．７０％、Ｃｕ：１．００～１．５０％およびＮｂ：０．４０～０．６５％の範囲で含有させるとともに、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くする。
【選択図】図１
【解決手段】成分組成を適正に制御する、特には、Ｓｉを０．１０～１．５０％、Ａｌを０．２５～０．７０％、Ｃｕ：１．００～１．５０％およびＮｂ：０．４０～０．６５％の範囲で含有させるとともに、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くする。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
表面に酸化皮膜を有する、フェライト系ステンレス鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２５～０．７０％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
Ｃｕ：１．００～１．５０％および
Ｎｂ：０．４０～０．６５％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
前記酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度がＣｒ強度よりも高い、フェライト系ステンレス鋼。
質量％で、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２５～０．７０％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
Ｃｕ：１．００～１．５０％および
Ｎｂ：０．４０～０．６５％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
前記酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度がＣｒ強度よりも高い、フェライト系ステンレス鋼。
【請求項2】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
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種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
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種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【請求項3】
請求項１または２に記載の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。本発明は、特に、高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性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に関する。高温下で使用される排気系部材としては、例えば、自動車やオートバイの排気パイプ、エキゾーストマニホールド、コンバータケースおよびマフラー等（以下、これらをまとめて、自動車の排気系部材ともいう）、ならびに、火力発電プラントの排気ダクト等が挙げられる。
【背景技術】
【0002】
自動車の排気系部材には、優れた耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性（以下、これらをまとめて、耐熱性ともいう）が要求される。
【0003】
ここで、熱疲労とは、部材に発生する熱ひずみに起因した低サイクル疲労現象のことをいう。例えば、自動車の排気系部材は、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。この際、当該部材は、通常、周辺の部品によって拘束された状態にあるので、当該部材の熱膨張および収縮が制限される。その結果、当該部材に熱ひずみが発生する。また、高温疲労とは、部材が加熱された状態で振動を受け続けることでき裂が生じる高サイクル疲労現象である。すなわち、熱疲労と高温疲労とは、全く異なる現象である。
【0004】
このような自動車の排気系部材の素材として、例えば、ＮｂとＳｉとを複合添加したＴｙｐｅ４２９（１４ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．９ｍａｓｓ％Ｓｉ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ系）のようなフェライト系ステンレス鋼が多く使用されている。
【0005】
また、特許文献１～６には、Ａｌを含有させることによって耐熱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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特許第４３８６１４４号
【特許文献2】特許第４７０２４９３号
【特許文献3】特許第５９００７１５号
【特許文献4】国際公開第２０１４／１４７６５５号
【特許文献5】国際公開第２０１５／１１８８５５号
【特許文献6】国際公開第２０１５／１７４０７９号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
近年、自動車のエンジン性能の向上に伴い、自動車の排ガス温度が高温化してきている。また、自動車の排気系部材の使用環境も、従来とは異なるものとなる場合がある。
【0008】
ここで、上述したＴｙｐｅ４２９では、排ガス温度が高温化、特に８００℃を超えると、十分な熱疲労特性が得られないという問題がある。
【0009】
また、特許文献１～６に開示されるフェライト系ステンレス鋼についても、使用環境、例えば、高温の水蒸気を含む雰囲気（以下、水蒸気雰囲気ともいう）では、必ずしも耐酸化性が十分とはいえず、この点の改善が求められているのが現状である。
【0010】
すなわち、自動車のガソリンエンジンから排出されるガス、いわゆる排ガスは、ＣＯ２、ＣＯおよびＨ２Ｏを主要成分とし、Ｏ２は微量の未燃焼分を含むのみである。ステンレス鋼では、鋼中のＣｒおよびＡｌが雰囲気中のＯ２と優先的に結びついて、保護性の高いＣｒ２Ｏ３皮膜やＡｌ２Ｏ３皮膜が形成される。これにより、耐酸化性が高まる。しかし、雰囲気中のＯ２が少ないと、保護性の高いＣｒ２Ｏ３皮膜やＡｌ２Ｏ３皮膜が十分に形成されない。その結果、ＣＯ２やＣＯ、Ｈ２Ｏ、特にＨ２ＯのＯ成分と鋼中のＦｅが結びつき、保護性の低いＦｅ系酸化物が生成する。このＦｅ系酸化物は、時間の経過とともに成長し、素材の減肉が著しく進行する異常酸化を生じさせる。
【0011】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気でも優れた耐酸化性を示し、さらに、優れた熱疲労特性および高温疲労特性も有する、フェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記のフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記のフェライト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【0012】
ここで、「優れた耐酸化性」とは、以下の（ａ）および（ｂ）を同時に満足すること意味する。
（ａ）フェライト系ステンレス鋼を１０００℃、大気雰囲気中で４００時間保持した際に、異常酸化がなく、つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり、かつ、酸化スケールの剥離がない。
（ｂ）フェライト系ステンレス鋼を１０００℃、水蒸気雰囲気中で２００時間保持した際に、異常酸化がなく、つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり、かつ、酸化スケールの剥離がない。
ここで、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［上記の保持前後でのフェライト系ステンレス鋼の質量増加量（ｇ）］÷［フェライト系ステンレス鋼の表面積（ｍ２）］
（ａ）フェライト系ステンレス鋼を１０００℃、大気雰囲気中で４００時間保持した際に、異常酸化がなく、つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり、かつ、酸化スケールの剥離がない。
（ｂ）フェライト系ステンレス鋼を１０００℃、水蒸気雰囲気中で２００時間保持した際に、異常酸化がなく、つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり、かつ、酸化スケールの剥離がない。
ここで、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［上記の保持前後でのフェライト系ステンレス鋼の質量増加量（ｇ）］÷［フェライト系ステンレス鋼の表面積（ｍ２）］
【0013】
「優れた熱疲労特性」とは、フェライト系ステンレス鋼に、（イ）～（ニ）により構成される昇温・降温サイクルを繰り返した際に、熱疲労寿命が９８０サイクル以上であることを意味する。
（イ）２００℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ロ）２００℃から８５０℃へ昇温（平均昇温速度：５℃／ｓ）
（ハ）８５０℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ニ）８５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：５℃／ｓ）
ここで、熱疲労寿命は、最大引張応力（２００℃での応力）が、試験開始初期（応力とひずみの挙動が安定する５サイクル目）の最大引張応力（２００℃での応力）に対して７０％まで低下するサイクル数と定義する。
また、「優れた熱疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労寿命を有することを意味するともいえる。
（イ）２００℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ロ）２００℃から８５０℃へ昇温（平均昇温速度：５℃／ｓ）
（ハ）８５０℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ニ）８５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：５℃／ｓ）
ここで、熱疲労寿命は、最大引張応力（２００℃での応力）が、試験開始初期（応力とひずみの挙動が安定する５サイクル目）の最大引張応力（２００℃での応力）に対して７０％まで低下するサイクル数と定義する。
また、「優れた熱疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労寿命を有することを意味するともいえる。
【0014】
「優れた高温疲労特性」とは、フェライト系ステンレス鋼に、８５０℃で７５ＭＰａの曲げ応力を繰り返し負荷するシェンク式高温平面曲げ疲労試験での破断までの振動サイクル数（以下、高温疲労寿命ともいう）が、１．０×１０６サイクル以上であることを意味する。
また、「優れた高温疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労寿命を有することを意味するともいえる。
また、「優れた高温疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４と同等以上の高温疲労寿命を有することを意味するともいえる。
【0015】
なお、詳細な試験条件は、後述する実施例に記載するとおりである。また、異常酸化や酸化スケールの剥離が生じると、自動車の排気系部材、例えば、排気パイプ内を異常成長した酸化物や剥離した酸化スケールが流れてしまう。その結果、下流に位置する触媒コンバータなどで目詰まりを起こすなどのトラブルが生じる危険がある。このようなトラブルが生じないよう、耐酸化性の評価は、熱疲労特性の評価における最高温度（８５０℃）よりも高温で実施した。また、自動車の排気系部材を流れる排ガスには、水蒸気、さらにはガソリン由来の成分（ＮＯｘ、ＳＯｘなど）が含まれている。そして、上述したように、特に、排ガスの水蒸気（Ｈ２Ｏ）のＯ成分と鋼中のＦｅが結びつき、保護性の低いＦｅ系酸化物が生成することによる異常酸化が懸念される。そのため、水蒸気雰囲気での耐酸化性に優れることが特に重要である。
【課題を解決するための手段】
【0016】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
その結果、以下の知見を得た。
（Ａ）鋼の表面に酸化皮膜を形成し、当該酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、具体的には、当該酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることが重要である。これにより、大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気においても、優れた耐酸化性が得られる。
（Ｂ）優れた耐酸化性を確保しつつ、優れた熱疲労特性および高温疲労特性を得るには、成分組成を適正に制御する、特には、Ｓｉを０．１０～１．５０％、Ａｌを０．２５～０．７０％、Ｃｕ：１．００～１．５０％およびＮｂ：０．４０～０．６５％の範囲で含有させることが重要である。
（Ｃ）主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成するには、特に、上記のようにＳｉ含有量、Ａｌ含有量、Ｃｕ含有量およびＮｂ含有量を適正に制御した成分組成を有する被処理材に対して、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行うことが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
その結果、以下の知見を得た。
（Ａ）鋼の表面に酸化皮膜を形成し、当該酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、具体的には、当該酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることが重要である。これにより、大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気においても、優れた耐酸化性が得られる。
（Ｂ）優れた耐酸化性を確保しつつ、優れた熱疲労特性および高温疲労特性を得るには、成分組成を適正に制御する、特には、Ｓｉを０．１０～１．５０％、Ａｌを０．２５～０．７０％、Ｃｕ：１．００～１．５０％およびＮｂ：０．４０～０．６５％の範囲で含有させることが重要である。
（Ｃ）主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成するには、特に、上記のようにＳｉ含有量、Ａｌ含有量、Ｃｕ含有量およびＮｂ含有量を適正に制御した成分組成を有する被処理材に対して、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行うことが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
【0017】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．表面に酸化皮膜を有する、フェライト系ステンレス鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２５～０．７０％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
Ｃｕ：１．００～１．５０％および
Ｎｂ：０．４０～０．６５％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
前記酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度がＣｒ強度よりも高い、フェライト系ステンレス鋼。
１．表面に酸化皮膜を有する、フェライト系ステンレス鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．１０～１．５０％、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２５～０．７０％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｃｒ：１６．０～２０．０％、
Ｃｕ：１．００～１．５０％および
Ｎｂ：０．４０～０．６５％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
前記酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度がＣｒ強度よりも高い、フェライト系ステンレス鋼。
【0018】
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
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種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
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種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
【0019】
３．前記１または２に記載の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の効果】
【0020】
本発明によれば、大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気でも優れた耐酸化性を示し、さらに、優れた熱疲労特性および高温疲労特性も有する、フェライト系ステンレス鋼が得られる。また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、例えば、自動車の排気系部材に好適に用いることができ、産業上格段の効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【0021】
【図1】実施例のＮｏ．８のｒｆ－ＧＤＳの測定結果である。
【図2】実施例のＮｏ．３１のｒｆ－ＧＤＳの測定結果である。
【図3】熱疲労特性の評価に用いる試験片の模式図である。
【図4】熱疲労試験における温度条件（温度制御）および拘束条件（歪み制御）を説明する図である。
【図5】高温疲労特性の評価に用いる試験片の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0022】
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、本発明の一実施形態に従う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。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
まず、本発明の一実施形態に従う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。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
【0023】
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。ただし、Ｃ含有量が０．０１５％を超えると、靭性および成形性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０１５％以下とする。Ｃ含有量は、成形性を確保する観点から、０．０１０％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、０．００３％以上が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００４％以上である。
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃ含有量が０．０１５％を超えると、靭性および成形性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０１５％以下とする。Ｃ含有量は、成形性を確保する観点から、０．０１０％以下が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、０．００３％以上が好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００４％以上である。
【0024】
Ｓｉ：０．１０～１．５０％
Ｓｉは、水蒸気雰囲気での耐酸化性を向上させる重要元素である。このような効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、加工性を低下させる。また、大気雰囲気に加え、水蒸気雰囲気においても、酸化スケールが剥離しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９０％以下である。
Ｓｉは、水蒸気雰囲気での耐酸化性を向上させる重要元素である。このような効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、加工性を低下させる。また、大気雰囲気に加え、水蒸気雰囲気においても、酸化スケールが剥離しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９０％以下である。
【0025】
Ｍｎ：１．００％以下
Ｍｎは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために含有される元素である。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｎの過剰な含有は、高温でのγ相の生成を招き、耐熱性、特に水蒸気雰囲気での耐酸化性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｍｎは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために含有される元素である。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｎの過剰な含有は、高温でのγ相の生成を招き、耐熱性、特に水蒸気雰囲気での耐酸化性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【0026】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。
【0027】
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。また、Ｓは、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もある。そのため、Ｓは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストの増加を招くので、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｓは、伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼす。また、Ｓは、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もある。そのため、Ｓは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストの増加を招くので、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0028】
Ａｌ：０．２５～０．７０％
Ａｌは、高温疲労特性、さらには大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性を向上する効果を有する重要元素である。すなわち、Ａｌが鋼中に固溶していると、固溶強化により鋼の高温強度（耐力）が増加する。また、Ａｌは、Ｃｒよりも優先的にＯと結び付いて保護性の高いＡｌ２Ｏ３を形成する。なお、このような効果を有効に発揮させるためには、後述するように、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行い、主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成することが重要である。これらの点から、Ａｌ含有量は０．２５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．７０％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下し易やすくなる。また、ＡｌがＡｌＮとして析出しやすくなり、所望とする酸化皮膜が形成されにくくなる。その結果、水蒸気雰囲気での耐酸化性の向上効果が小さくなる。よって、Ａｌ含有量は０．７０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３４％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
Ａｌは、高温疲労特性、さらには大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性を向上する効果を有する重要元素である。すなわち、Ａｌが鋼中に固溶していると、固溶強化により鋼の高温強度（耐力）が増加する。また、Ａｌは、Ｃｒよりも優先的にＯと結び付いて保護性の高いＡｌ２Ｏ３を形成する。なお、このような効果を有効に発揮させるためには、後述するように、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行い、主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成することが重要である。これらの点から、Ａｌ含有量は０．２５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．７０％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下し易やすくなる。また、ＡｌがＡｌＮとして析出しやすくなり、所望とする酸化皮膜が形成されにくくなる。その結果、水蒸気雰囲気での耐酸化性の向上効果が小さくなる。よって、Ａｌ含有量は０．７０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．３４％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
【0029】
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。特に、Ｎ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、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。また、Ｎは、靭性および成形性を確保する観点から、できるだけ低減するのが好ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％未満が好ましい。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｎはコストの増加を招くので、Ｎ含有量は０．００４％以上が好ましい。
Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素である。特に、Ｎ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、Ｎ含有量は０．０１５％以下とする。また、Ｎは、靭性および成形性を確保する観点から、できるだけ低減するのが好ましい。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％未満が好ましい。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｎはコストの増加を招くので、Ｎ含有量は０．００４％以上が好ましい。
【0030】
Ｃｒ：１６．０～２０．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性および耐酸化性を向上させるのに有効な元素である。このような効果、特に十分な耐酸化性を得るため、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする。ただし、Ｃｒ含有量が２０．０％を超えると、主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成することが阻害される。そのため、Ｃｒ含有量は２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．０％以下である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の特徴である耐食性および耐酸化性を向上させるのに有効な元素である。このような効果、特に十分な耐酸化性を得るため、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする。ただし、Ｃｒ含有量が２０．０％を超えると、主要構成元素がＡｌである酸化皮膜を鋼の表面に形成することが阻害される。そのため、Ｃｒ含有量は２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．０％以下である。
【0031】
Ｃｕ：１．００～１．５０％
Ｃｕは、熱疲労特性の向上に有効な元素である。特に、Ｃｕは、６００℃近傍でε－Ｃｕとして微細に析出することにより、鋼の強度（耐力）を大きく増加させ、熱疲労特性を向上させる。このような効果を得るため、特に、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るため、Ｃｕ含有量は１．００％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．１０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性の低下を招く。よって、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．３０％以下である。
Ｃｕは、熱疲労特性の向上に有効な元素である。特に、Ｃｕは、６００℃近傍でε－Ｃｕとして微細に析出することにより、鋼の強度（耐力）を大きく増加させ、熱疲労特性を向上させる。このような効果を得るため、特に、ＳＵＳ４４４と同等以上の熱疲労特性を得るため、Ｃｕ含有量は１．００％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは１．１０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性の低下を招く。よって、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは１．３０％以下である。
【0032】
Ｎｂ：０．４０～０．６５％
Ｎｂは、ＣおよびＮを炭窒化物として固定し、耐食性や成形性、さらには溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有する元素である。また、Ｎｂは、鋼中に固溶し、高温耐力を上昇させて熱疲労特性および高温疲労特性を向上させる元素でもある。このような効果を得るため、Ｎｂ含有量は０．４０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．６５％を超えると、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｎｂ）が析出しやすくなり、脆化が促進される。よって、Ｎｂ含有量は０．６５％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．５５％以下である。
Ｎｂは、ＣおよびＮを炭窒化物として固定し、耐食性や成形性、さらには溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有する元素である。また、Ｎｂは、鋼中に固溶し、高温耐力を上昇させて熱疲労特性および高温疲労特性を向上させる元素でもある。このような効果を得るため、Ｎｂ含有量は０．４０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．４５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．６５％を超えると、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｎｂ）が析出しやすくなり、脆化が促進される。よって、Ｎｂ含有量は０．６５％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．５５％以下である。
【0033】
以上、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の成分組成では、さらに、以下の任意添加元素のうち少なくとも１種を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下および
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．５０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｖ：０．３００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０８％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下および
Ｍｇ：０．００５０％以下
【0034】
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｉは高価である、また、Ｎｉは強力なγ相形成元素である。そのため、Ｎｉは、高温でγ相を生成して大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｉは高価である、また、Ｎｉは強力なγ相形成元素である。そのため、Ｎｉは、高温でγ相を生成して大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
【0035】
Ｍｏ：２．５０％以下
Ｍｏは、固溶強化によって鋼の高温強度を高め、熱疲労特性を高める元素である。このような効果を得るため、Ｍｏ含有量は０．１０％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは１．００％以上、さらに好ましくは１．５０％以上、よりさらに好ましくは２．００％超である。ただし、Ｍｏ含有量が２．５０％を超えると、鋼の靭性が大きく低下する。よって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は２．５０％以下とする。
Ｍｏは、固溶強化によって鋼の高温強度を高め、熱疲労特性を高める元素である。このような効果を得るため、Ｍｏ含有量は０．１０％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは１．００％以上、さらに好ましくは１．５０％以上、よりさらに好ましくは２．００％超である。ただし、Ｍｏ含有量が２．５０％を超えると、鋼の靭性が大きく低下する。よって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は２．５０％以下とする。
【0036】
Ｔｉ：０．３０％以下
Ｔｉは、Ｎｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつき、ＴｉＣまたはＴｉＮとして析出する。これにより、耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性が向上する。また、Ｔｉは、Ｎｂ炭窒化物の析出量を低減し、鋼中の固溶Ｎｂ量の確保に有効に寄与する。これにより、熱疲労特性および高温疲労特性の向上効果がより高まる。このような効果を得るため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、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。よって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。また、ＴｉＮが粗大に析出してしまうと、割れの起点となりやすく、高温疲労特性が低下する傾向となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下がより好ましい。
Ｔｉは、Ｎｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつき、ＴｉＣまたはＴｉＮとして析出する。これにより、耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性が向上する。また、Ｔｉは、Ｎｂ炭窒化物の析出量を低減し、鋼中の固溶Ｎｂ量の確保に有効に寄与する。これにより、熱疲労特性および高温疲労特性の向上効果がより高まる。このような効果を得るため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかし、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、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。よって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。また、ＴｉＮが粗大に析出してしまうと、割れの起点となりやすく、高温疲労特性が低下する傾向となる。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下がより好ましい。
【0037】
Ｖ：０．３００％以下
Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素である。また、Ｖは、耐酸化性の向上にも有効な元素である。このような効果を得るため、Ｖ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、粗大なＶＮの析出を招き、靭性を低下させる。よって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素である。また、Ｖは、耐酸化性の向上にも有効な元素である。このような効果を得るため、Ｖ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、粗大なＶＮの析出を招き、靭性を低下させる。よって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
【0038】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、鋼の加工性、特に２次加工性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＢＮが生成して鋼の加工性が低下する。よって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｂは、鋼の加工性、特に２次加工性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、粗大なＢＮが生成して鋼の加工性が低下する。よって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
【0039】
ＲＥＭ：０．０８％以下
ＲＥＭは、耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０８％を超えると、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０８％以下とする。ここで、ＲＥＭ（希土類元素、rare earth metals）は、ＳｃおよびＹと、原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素との総称である。また、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計の含有量である。
ＲＥＭは、耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０８％を超えると、鋼を脆化させる。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０８％以下とする。ここで、ＲＥＭ（希土類元素、rare earth metals）は、ＳｃおよびＹと、原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素との総称である。また、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計の含有量である。
【0040】
Ｚｒ：０．５０％以下
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、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を脆化させる。よって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、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を脆化させる。よって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
【0041】
Ｃｏ：０．５０％以下
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｃｏは、高価な元素である。また、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｃｏは、高価な元素である。また、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、上記効果は飽和する。よって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
【0042】
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、鋼の耐食性や高温強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎの過剰な含有は、鋼の加工性を低下させる。よって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｎは、鋼の耐食性や高温強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎの過剰な含有は、鋼の加工性を低下させる。よって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
【0043】
Ｓｂ：０．５０％以下
Ｓｂは、鋼の靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂの過剰な含有は、鋼の靭性を却って低下させる。よって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｂは、鋼の靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂの過剰な含有は、鋼の靭性を却って低下させる。よって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【0044】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、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含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、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含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
【0045】
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性を向上させる元素である。また、Ｎｂを含有する成分組成の鋼においては、Ｍｇは、Ｎｂの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性を向上させる元素である。また、Ｎｂを含有する成分組成の鋼においては、Ｍｇは、Ｎｂの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
【0046】
上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記の任意添加元素はいずれも０％であってもよい。また、上記の各任意添加元素の含有量が好適下限値未満の場合には、当該元素を不可避的不純物として含むともいえる。
【0047】
つぎに、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の鋼組織について、説明する。
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼の鋼組織は、面積率で９７％以上のフェライト相を有する。フェライト相は面積率で１００％、すなわち、フェライト単相であってもよい。
なお、フェライト相以外の残部組織の面積率は３％以下である。このような残部組織としては、例えば、マルテンサイト相が挙げられる。
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼の鋼組織は、面積率で９７％以上のフェライト相を有する。フェライト相は面積率で１００％、すなわち、フェライト単相であってもよい。
なお、フェライト相以外の残部組織の面積率は３％以下である。このような残部組織としては、例えば、マルテンサイト相が挙げられる。
【0048】
ここで、フェライト相の面積率は、以下のようにして求める。
供試材となるステンレス鋼から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施す。ついで、該試験片の１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状からマルテンサイト相とフェライト相とを区別する。ついで、画像処理によりフェライト相の面積率を求め、その平均値を算出することで、フェライト相の面積率を求める。
また、残部組織の面積率は、１００％からフェライト相の面積率を減ずることにより、求める。
供試材となるステンレス鋼から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施す。ついで、該試験片の１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状からマルテンサイト相とフェライト相とを区別する。ついで、画像処理によりフェライト相の面積率を求め、その平均値を算出することで、フェライト相の面積率を求める。
また、残部組織の面積率は、１００％からフェライト相の面積率を減ずることにより、求める。
【0049】
そして、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼では、上記したように、鋼の表面に酸化皮膜を形成し、当該酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、つまり、当該酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることが重要である。
【0050】
酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度がＣｒ強度よりも高い
フェライト系ステンレス鋼では、高温での使用において、ＣｒやＡｌの保護性の高い酸化皮膜を形成することにより、優れた耐酸化性が得られる。ただし、耐酸化性の向上効果、特に、水蒸気雰囲気における耐酸化性の向上効果は、高温での使用前のフェライト系ステンレス鋼の酸化皮膜の組成、特には主要構成元素の種類によって大きく異なる。すなわち、一般的なステンレス鋼では、表面の酸化皮膜の主要構成元素はＣｒである。一方、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼では、表面の酸化皮膜の主要構成元素はＡｌである。このように酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、つまり、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることによって、高温かつ水蒸気雰囲気での使用であっても、保護性の高いＡｌ２Ｏ３を強固に生成させることが可能となる。なお、後述するように、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くするためには、上記の成分組成を有する被処理材に対して、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行うことが重要である。
フェライト系ステンレス鋼では、高温での使用において、ＣｒやＡｌの保護性の高い酸化皮膜を形成することにより、優れた耐酸化性が得られる。ただし、耐酸化性の向上効果、特に、水蒸気雰囲気における耐酸化性の向上効果は、高温での使用前のフェライト系ステンレス鋼の酸化皮膜の組成、特には主要構成元素の種類によって大きく異なる。すなわち、一般的なステンレス鋼では、表面の酸化皮膜の主要構成元素はＣｒである。一方、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼では、表面の酸化皮膜の主要構成元素はＡｌである。このように酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、つまり、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることによって、高温かつ水蒸気雰囲気での使用であっても、保護性の高いＡｌ２Ｏ３を強固に生成させることが可能となる。なお、後述するように、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くするためには、上記の成分組成を有する被処理材に対して、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を行うことが重要である。
【0051】
ここで、酸化皮膜は、フェライト系ステンレス鋼の表面（以下、鋼表面ともいう）から深さ方向へのｒｆ－ＧＤＳ分析（以下、ｒｆ－ＧＤＳ分析ともいう）において、鋼表面からＯ強度：１／２ピーク値の深さ位置までの領域とする。ただし、上記の領域は、図１のように、鋼表面から１００ｎｍの深さ位置までの間に、Ｏ強度のピークが存在し、かつ、当該Ｏ強度のピークを示す深さ位置でのＯ強度が、当該位置でのＡｌ強度、Ｃｒ強度およびＦｅ強度よりも高いことを条件として、酸化皮膜として扱うものとする。ここで、Ｏ強度：１／２ピーク値の深さ位置とは、Ｏ強度がピークを示す深さ位置よりも深い位置（鋼表面から遠い位置）で、かつ、Ｏ強度がピーク値の１／２となる深さ位置である。なお、当該位置が複数存在する場合には、そのうちの鋼表面に最も近い位置を、Ｏ強度：１／２ピーク値の深さ位置とする。また、Ｏ強度のピークが複数存在する場合には、そのうちの最大のピークを採用するものとする。
【0052】
また、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度とＣｒ強度の高低は、Ｏ強度のピークを示す位置で判断する。ｒｆ－ＧＤＳ分析の要領は、後述する実施例に記載するとおりである。なお、ｒｆ－ＧＤＳ分析の測定元素は、Ｏ、Ｃｒ、ＡｌおよびＦｅとするが、当該酸化皮膜では、通常、Ｆｅ強度は、Ｃｒ強度およびＡｌ強度よりも低い。そのため、ＣｒおよびＡｌのうち、強度の高い方を、当該酸化皮膜の主要構成元素と判断することができる。
【0053】
なお、酸化皮膜の厚みは、５ｎｍ以上が好ましい。また、酸化皮膜の厚みは、５０ｎｍ以下が好ましい。一般的なステンレス鋼の不働態皮膜の厚みは２～３ｎｍであり、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼では、このような不働態皮膜より厚い酸化皮膜が形成される。酸化皮膜の厚みは、鋼表面からＯ強度：１／２ピーク値の深さ位置までの距離（深さ）である。
【0054】
また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の形状は、例えば、板状（鋼板）や管状（例えば、鋼板を造管して得られる丸管や角管）が挙げられる。
【0055】
さらに、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さ（鋼板の板厚や管の肉厚）は特に限定されないが、好ましくは０．３～２．５ｍｍである。また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さは、より好ましくは１．０ｍｍ以上である。本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の厚さは、より好ましくは２．０ｍｍ以下である。
【0056】
なお、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の特性（耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性）については、上述したとおりである。
【0057】
つぎに、本発明の一実施形態に従う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。
【0058】
本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、
上記の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、というものである。
また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法である。
なお、製造方法に係る温度は、特に断らない限り、いずれもスラブや熱延鋼板、冷延鋼板、被処理材などの表面温度を基準とする。
上記の成分組成を有する被処理材を準備する、工程と、
前記被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施す、工程と、
をそなえる、というものである。
また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法である。
なお、製造方法に係る温度は、特に断らない限り、いずれもスラブや熱延鋼板、冷延鋼板、被処理材などの表面温度を基準とする。
【0059】
［準備工程］
まず、上記の成分組成を有する被処理材（後述する仕上げ焼鈍処理に供するための素材）を準備する。被処理材の準備方法については、特に限定されない。
例えば、転炉または電気炉等公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬としては、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを加熱し、常法に従う、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延等の各工程を経て冷延鋼板を得る。このようにして、上記の成分組成を有する被処理材を準備することができる。なお、冷間圧延は１回でもよい。また、冷間圧延は、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。また、適宜、例えば、熱延板焼鈍後に、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。任意に、酸洗前にショットブラストやブラシ研削によるスケール除去を行ってもよい。また、熱延板焼鈍を省略することも可能である。さらに、用途によっては、熱間圧延後に得られる熱延鋼板を、上記の成分組成を有する被処理材とすることも可能である。
まず、上記の成分組成を有する被処理材（後述する仕上げ焼鈍処理に供するための素材）を準備する。被処理材の準備方法については、特に限定されない。
例えば、転炉または電気炉等公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬としては、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを加熱し、常法に従う、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延等の各工程を経て冷延鋼板を得る。このようにして、上記の成分組成を有する被処理材を準備することができる。なお、冷間圧延は１回でもよい。また、冷間圧延は、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。また、適宜、例えば、熱延板焼鈍後に、酸洗等により脱スケールを行ってもよい。任意に、酸洗前にショットブラストやブラシ研削によるスケール除去を行ってもよい。また、熱延板焼鈍を省略することも可能である。さらに、用途によっては、熱間圧延後に得られる熱延鋼板を、上記の成分組成を有する被処理材とすることも可能である。
【0060】
なお、上記した各工程の条件は常法に従えばよいが、例えば、スラブ加熱温度：１０５０～１２５０℃、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の板厚：３～６ｍｍ、熱延板焼鈍温度：９００～１１５０℃（好ましくは９５０℃以上、また、好ましくは１１００℃以下）、冷間圧延の総圧下率：６０％以上（より好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７０％以上）とすることが好ましい。冷間圧延の総圧下率の上限は特に限定されない。例えば、冷間圧延の総圧下率は９０％以下が好ましい。中間焼鈍は、後述する仕上げ焼鈍処理と同じ還元雰囲気で行うことが好ましい。なお、中間焼鈍を大気中で行った場合は、酸洗などにより酸化スケールを除去した後に、冷間圧延および仕上げ焼鈍処理を行うのが望ましい。
【0061】
［仕上げ焼鈍処理工程］
ついで、上記のように準備した被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施すことが重要である。これにより、上記した本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
ついで、上記のように準備した被処理材に、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において仕上げ焼鈍処理を施すことが重要である。これにより、上記した本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
【0062】
露点：－４０℃以下の還元雰囲気
仕上げ焼鈍処理では、鋼表面に酸化皮膜を形成し、当該酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、つまり、当該酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることが重要である。そのためには、露点：－４０℃以下の還元雰囲気で仕上げ焼鈍処理を行うことが極めて重要である。この際、露点は好ましくは－４５℃以下、より好ましくは－５０℃以下である。なお、露点の下限は特に限定されるものではないが、例えば、露点は－８０℃以上が好ましい。
仕上げ焼鈍処理では、鋼表面に酸化皮膜を形成し、当該酸化皮膜の主要構成元素をＡｌとする、つまり、当該酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度をＣｒ強度よりも高くすることが重要である。そのためには、露点：－４０℃以下の還元雰囲気で仕上げ焼鈍処理を行うことが極めて重要である。この際、露点は好ましくは－４５℃以下、より好ましくは－５０℃以下である。なお、露点の下限は特に限定されるものではないが、例えば、露点は－８０℃以上が好ましい。
【0063】
上記した以外の仕上げ焼鈍処理条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
【0064】
例えば、処理温度は好ましくは９００～１１５０℃である。処理温度は、より好ましくは９５０℃以上である。また、処理温度は、より好ましくは１１００℃以下である。
【0065】
処理時間は、上記のような酸化皮膜を形成する観点から、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上である。また、処理時間は、生産能率の観点から、好ましくは６００秒以下である。
【0066】
処理雰囲気ガスは、還元ガス、例えば、水素ガスや水素と窒素の混合ガスが好ましい。このようなガスの成分組成としては、水素：１～１００体積％、窒素：０～９９体積％、残部：０～９９体積％のガスを例示できる。残部は、例えば、Ａｒである。このようなガスとして、例えば、１００体積％Ｈ２や９６体積％Ｎ２－４体積％Ｈ２、２５体積％Ｎ２－７５体積％Ｈ２が挙げられる。
【0067】
なお、仕上げ焼鈍は、任意に、２回以上行っても良い。また、仕上げ焼鈍処理を含む、各焼鈍は、連続焼鈍により行ってもよい。
【0068】
かくして得られたフェライト系ステンレス鋼（例えば、熱延鋼板などの熱延製品や、冷延鋼板などの冷延製品）は、その後、それぞれの用途に応じて、切断や曲げ加工、張出し加工、絞り加工等の加工を施して、部材に成形される。部材としては、例えば、自動車の排気系部材、火力発電プラントの排気ダクト、および、燃料電池関連部材（例えば、セパレータ、インタコネクター、改質器）等が挙げられる。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い。例えば、ＭＩＧ（Ｍｅｔａｌ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ）、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ Ａｃｔｉｖｅ Ｇａｓ）、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適用することができる。
【0069】
上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
【実施例0070】
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とした。ついで、鋼塊を１１００℃に加熱し、熱間圧延により、厚さ：３５ｍｍのシートバーとした。このシートバーからそれぞれ、長さ：２００ｍｍのシートバーを２枚切り出した。切り出したシートバーのうちの１枚を１０５０℃に加熱し、ついで、熱間圧延を施し、板厚：５ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、熱延鋼板に、熱延板焼鈍温度：９５０～１１００℃の範囲で熱延板焼鈍を施した。ついで、熱延板焼鈍後の熱延鋼板（以下、熱延焼鈍板ともいう）に研削を施した。ついで、熱延焼鈍板に、圧下率：６０％の冷間圧延を施し、被処理材（仕上げ焼鈍処理に供するための素材）となる板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板を準備した。ついで、準備した冷延鋼板に、表１に示す条件の仕上げ焼鈍処理を施し、フェライト系ステンレス鋼を得た。以下、仕上げ焼鈍処理後の冷延鋼板を冷延焼鈍板ともいう。なお、仕上げ焼鈍処理では、処理温度を１０００～１１００℃、処理時間を３０～１２０秒とした。また、上述した方法により、得られたフェライト系ステンレス鋼の鋼組織を同定したところ、いずれも面積率で９７％以上のフェライト相により構成されていた。さらに、参考のため、従来のフェライト系ステンレス鋼で最も高い耐熱性を示す鋼種の１つであるＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２１）についても、上記と同様の条件で、冷延焼鈍板を作製した。
【0071】
かくして得られたフェライト系ステンレス鋼について、ｒｆ－ＧＤＳにより、酸化皮膜の成分組成を分析した。分析領域は４ｍｍφとした。電流：２０ｍＡの定電流制御とした。測定元素は、Ｏ、Ｃｒ、ＡｌおよびＦｅとした。また、鋼表面から深さ方向（板厚方向に）に測定を行った。測定する深さ範囲は、Ｆｅ強度が一定となる深さまでとした。測定速度は５０ｎｍ／ｓとした。そして、Ｏ強度がピーク値となる深さ位置において、酸化皮膜でのｒｆ－ＧＤＳ分析によるＡｌ強度とＣｒ強度の高低を判断した。また、上述した定義に基づき、酸化皮膜の厚みを求めた。結果を表１に併記する。
【0072】
参考のため、図１および２に、Ｎｏ．８およびＮｏ．３１のｒｆ－ＧＤＳの測定結果を示す。なお、図中の測定時間に測定速度（５０ｎｍ／ｓ）を乗じることによって、測定時間を鋼表面からの深さに換算することができる。
【0073】
また、以下の試験方法に従い、（１）耐酸化性、（２）熱疲労特性および（３）高温疲労特性を評価した。評価結果を表１に併記する。
【0074】
（１）耐酸化性
＜大気雰囲気での連続酸化試験＞
得られた冷延焼鈍板から、機械加工により、３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出した。ついで、試験片の上部に４ｍｍφの穴をあけ、試験片の端面を＃３２０のエメリー紙で研磨した。ついで、試験片を脱脂した後、試験片の質量を測定した。ついで、試験片を、１０００℃に加熱した炉内に吊り下げ、大気雰囲気で４００時間保持した。保持後、炉冷し、室温まで冷却した。ついで、試験片の外観を目視により確認し、スケール剥離の有無を確認した。また、試験片の質量を測定し、次式により酸化増量を算出した。なお、酸化スケールの剥離分は、酸化増量には加えなかった。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
そして、以下の基準により、大気雰囲気での耐酸化性を評価した。
優（合格、優れる）：異常酸化がなく（つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり）、かつ、酸化スケールの剥離もなし
不良１（不合格）：異常酸化がないが、酸化スケールの剥離があり
不良２（不合格）：異常酸化あり
＜大気雰囲気での連続酸化試験＞
得られた冷延焼鈍板から、機械加工により、３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出した。ついで、試験片の上部に４ｍｍφの穴をあけ、試験片の端面を＃３２０のエメリー紙で研磨した。ついで、試験片を脱脂した後、試験片の質量を測定した。ついで、試験片を、１０００℃に加熱した炉内に吊り下げ、大気雰囲気で４００時間保持した。保持後、炉冷し、室温まで冷却した。ついで、試験片の外観を目視により確認し、スケール剥離の有無を確認した。また、試験片の質量を測定し、次式により酸化増量を算出した。なお、酸化スケールの剥離分は、酸化増量には加えなかった。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
そして、以下の基準により、大気雰囲気での耐酸化性を評価した。
優（合格、優れる）：異常酸化がなく（つまり、酸化増量が５０ｇ／ｍ２以下であり）、かつ、酸化スケールの剥離もなし
不良１（不合格）：異常酸化がないが、酸化スケールの剥離があり
不良２（不合格）：異常酸化あり
【0075】
＜水蒸気雰囲気での連続酸化試験＞
試験時の雰囲気を水蒸気雰囲気としたこと、および、炉での保持時間を２００時間としたこと以外は、上記した大気雰囲気での連続酸化試験と同じ要領で、水蒸気雰囲気での耐酸化性を評価した。水蒸気雰囲気は、２０体積％Ｈ２Ｏ－残部Ｎ２からなる混合ガスの雰囲気とした。なお、ここでは、当該混合ガスを、試験片を吊り下げた炉内へ流量：０．５Ｌ／ｍｉｎ・枚（例えば、試験片の数が２枚の場合、流量：１．０Ｌ／ｍｉｎ）で送給した。また、評価基準は、上記した大気雰囲気での連続酸化試験と同じである。
試験時の雰囲気を水蒸気雰囲気としたこと、および、炉での保持時間を２００時間としたこと以外は、上記した大気雰囲気での連続酸化試験と同じ要領で、水蒸気雰囲気での耐酸化性を評価した。水蒸気雰囲気は、２０体積％Ｈ２Ｏ－残部Ｎ２からなる混合ガスの雰囲気とした。なお、ここでは、当該混合ガスを、試験片を吊り下げた炉内へ流量：０．５Ｌ／ｍｉｎ・枚（例えば、試験片の数が２枚の場合、流量：１．０Ｌ／ｍｉｎ）で送給した。また、評価基準は、上記した大気雰囲気での連続酸化試験と同じである。
【0076】
（２）熱疲労特性
＜熱疲労試験＞
上記において切り出したシートバーのうちの残りの１枚を、１１００℃に加熱した。ついで、該シートバーを鍛造し、３０ｍｍ角の角棒とした。ついで、該角棒を、長さ：１５０ｍｍに切り出し、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において、処理温度：１０００～１１００℃の条件で仕上げ焼鈍処理を行った。なお、焼鈍温度は、それぞれの鋼で鋼組織を確認し、再結晶が完了した温度とした。ついで、該角棒を、機械加工により、図３に示す形状および寸法の試験片に加工した。そして、該試験片を用いて、熱疲労試験を行った。
＜熱疲労試験＞
上記において切り出したシートバーのうちの残りの１枚を、１１００℃に加熱した。ついで、該シートバーを鍛造し、３０ｍｍ角の角棒とした。ついで、該角棒を、長さ：１５０ｍｍに切り出し、露点：－４０℃以下の還元雰囲気において、処理温度：１０００～１１００℃の条件で仕上げ焼鈍処理を行った。なお、焼鈍温度は、それぞれの鋼で鋼組織を確認し、再結晶が完了した温度とした。ついで、該角棒を、機械加工により、図３に示す形状および寸法の試験片に加工した。そして、該試験片を用いて、熱疲労試験を行った。
【0077】
熱疲労試験は、図４に示すように、上記の試験片を拘束率０．４で拘束しながら、以下
の（イ）～（ニ）により構成される昇温・降温サイクルを繰り返す条件（温度制御）で行った。
（イ）２００℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ロ）２００℃から８５０℃へ昇温（平均昇温速度：５℃／ｓ）
（ハ）８５０℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ニ）８５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：５℃／ｓ）
なお、上記の拘束率は、図４の歪み制御に示すように、拘束率η＝ａ／（ａ＋ｂ）として表すことができる。ここで、ａは（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）／２であり、ｂは制御歪み量／２である。また、自由熱膨張歪み量とは機械的な応力を一切与えずに昇温した場合の歪量であり、制御歪み量とは試験中に生じている歪量の絶対値を示す。拘束により材料に生じる実質的な拘束歪み量は、（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）である。
の（イ）～（ニ）により構成される昇温・降温サイクルを繰り返す条件（温度制御）で行った。
（イ）２００℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ロ）２００℃から８５０℃へ昇温（平均昇温速度：５℃／ｓ）
（ハ）８５０℃で２ｍｉｎ（１２０ｓ）保持
（ニ）８５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：５℃／ｓ）
なお、上記の拘束率は、図４の歪み制御に示すように、拘束率η＝ａ／（ａ＋ｂ）として表すことができる。ここで、ａは（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）／２であり、ｂは制御歪み量／２である。また、自由熱膨張歪み量とは機械的な応力を一切与えずに昇温した場合の歪量であり、制御歪み量とは試験中に生じている歪量の絶対値を示す。拘束により材料に生じる実質的な拘束歪み量は、（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）である。
【0078】
また、熱疲労寿命は、初期のサイクル（試験が安定する５サイクル目）の応力値に対して応力値が７０％まで低下したサイクル数とし、以下の基準で評価した。なお、各サイクルの応力値は、２００℃において検出された荷重を、試験片の均熱平行部（図３参照）の断面積で除することにより、算出する。
優（合格、優れる）：熱疲労寿命が９８０サイクル以上
不可（不合格）：熱疲労寿命が９８０サイクル未満
なお、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２１）について同様の試験を行ったところ、熱疲労寿命は９８０サイクルであった。
優（合格、優れる）：熱疲労寿命が９８０サイクル以上
不可（不合格）：熱疲労寿命が９８０サイクル未満
なお、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２１）について同様の試験を行ったところ、熱疲労寿命は９８０サイクルであった。
【0079】
（３）高温疲労特性
得られた冷延焼鈍板から、図５に示す形状および寸法の試験片を切り出して高温平面曲げ疲労試験に供した。すなわち、試験片を８５０℃に加熱後、３０分均熱保持した。ついで、応力比－１で試験片の表面に７５ＭＰａの曲げ応力を２２Ｈｚ（１３００ｒｐｍ）で負荷するシェンク式高温平面曲げ疲労試験を行い、破断までの振動サイクル数（以下、高温疲労寿命ともいう）を測定した。そして、以下の基準により、高温疲労特性を評価した。
優（合格、優れる）：高温疲労寿命が１．０×１０６サイクル以上
不良（不合格）：高温疲労寿命が１．０×１０６サイクル未満
なお、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２１）について同様の試験を行ったところ、高温疲労寿命は１．０×１０６サイクルであった。
得られた冷延焼鈍板から、図５に示す形状および寸法の試験片を切り出して高温平面曲げ疲労試験に供した。すなわち、試験片を８５０℃に加熱後、３０分均熱保持した。ついで、応力比－１で試験片の表面に７５ＭＰａの曲げ応力を２２Ｈｚ（１３００ｒｐｍ）で負荷するシェンク式高温平面曲げ疲労試験を行い、破断までの振動サイクル数（以下、高温疲労寿命ともいう）を測定した。そして、以下の基準により、高温疲労特性を評価した。
優（合格、優れる）：高温疲労寿命が１．０×１０６サイクル以上
不良（不合格）：高温疲労寿命が１．０×１０６サイクル未満
なお、ＳＵＳ４４４（Ｎｏ．２１）について同様の試験を行ったところ、高温疲労寿命は１．０×１０６サイクルであった。
【0080】
【表1】
【0081】
表１に示すように、発明例ではいずれも、大気雰囲気に加えて水蒸気雰囲気でも優れた耐酸化性を示し、さらに、優れた熱疲労特性および高温疲労特性も得られていた。
【0082】
一方、比較例では、耐酸化性、熱疲労特性および高温疲労特性の少なくとも一方が十分とは言えなかった。
すなわち、Ｎｏ．２２は、Ｓｉ含有量が適正範囲を超えるため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が適正範囲を超えるため、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２４は、Ａｌ含有量が適正範囲に満たないため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。また、熱疲労特性および高温疲労特性も不合格となった。
Ｎｏ．２５は、Ａｌ含有量が適正範囲を超えるため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２６は、Ｃｒ含有量が適正範囲に満たないため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２７は、Ｃｒ含有量が適正範囲に超えるため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２８は、Ｃｕ含有量が適正範囲に満たないため、熱疲労特性が不合格となった。
Ｎｏ．２９は、Ｃｕ含有量が適正範囲を超えるため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．３０は、Ｎｂ含有量が適正範囲に満たないため、熱疲労特性および高温疲労特性が不合格となった。
Ｎｏ．３１は、仕上げ焼鈍を大気中で行ったため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．３２は、仕上げ焼鈍の露点が適正範囲を超えたため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
すなわち、Ｎｏ．２２は、Ｓｉ含有量が適正範囲を超えるため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ含有量が適正範囲を超えるため、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２４は、Ａｌ含有量が適正範囲に満たないため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。また、熱疲労特性および高温疲労特性も不合格となった。
Ｎｏ．２５は、Ａｌ含有量が適正範囲を超えるため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２６は、Ｃｒ含有量が適正範囲に満たないため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２７は、Ｃｒ含有量が適正範囲に超えるため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．２８は、Ｃｕ含有量が適正範囲に満たないため、熱疲労特性が不合格となった。
Ｎｏ．２９は、Ｃｕ含有量が適正範囲を超えるため、大気雰囲気および水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．３０は、Ｎｂ含有量が適正範囲に満たないため、熱疲労特性および高温疲労特性が不合格となった。
Ｎｏ．３１は、仕上げ焼鈍を大気中で行ったため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
Ｎｏ．３２は、仕上げ焼鈍の露点が適正範囲を超えたため、酸化皮膜の主要構成元素がＣｒとなり、水蒸気雰囲気での耐酸化性が不合格となった。
【産業上の利用可能性】
【0083】
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼は、自動車等の排気系部材用として好適である。また、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼は、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関連部材、高温炉材としても好適に用いることができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】