JP7047813B2 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特に、生産性および大気中で加熱した後の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関する。
ステンレス鋼は、鋼中にＣｒを含有することで、鋼表面に緻密かつ化学的に安定な不動態皮膜が形成され、耐食性に優れる。ステンレス鋼の中でも、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と比較して、高価なＮｉを多く含まないために経済的であることや、熱膨張係数が小さいこと、磁性を有することなどの特徴から、調理器具や自動車排気系部材をはじめとした様々な用途へ適用されている。
自動車排気系部材などの用途では、部材への加工時に溶接を行い、かつ、部材の実使用において６００℃程度の温度まで高温となるものがある。
ＴＩＧ溶接をはじめとした溶接を施されたフェライト系ステンレス鋼板では、その溶接部において、鋼中のＣやＮがＣｒとＣｒ炭窒化物を形成し、形成したＣｒ炭窒化物の周辺においてＣｒが局所的に欠乏することがある。このような現象は鋭敏化と呼ばれ、鋭敏化が生じた溶接部では、溶接部以外の領域に対し耐食性が低下することが知られている。
また、大気中において３００～６００℃程度の高温に保持されたフェライト系ステンレス鋼板は、その表面において、不動態皮膜に代わり耐食性に劣る酸化皮膜が生成されることがある。これにより、大気中で加熱されたフェライト系ステンレス鋼板は、加熱前と比較して耐食性が低下することが知られている。
すなわち、部材への加工時に溶接を行い、かつ、部材の実使用において高温となる用途に使用されるフェライト系ステンレス鋼には、上述した鋭敏化現象の発生を抑制する特性、すなわち耐鋭敏化性に優れ、かつ、大気中で加熱された後の耐食性（以降、単に「加熱後耐食性」とも称する。）に優れることが求められる。
これまで、上述したような耐鋭敏化性が求められる用途には、ＳＵＨ４０９Ｌ（１１質量％Ｃｒ－０．２質量％Ｔｉ鋼）やＡＩＳＩ４３９（１８質量％Ｃｒ－０．３質量％Ｔｉ鋼）などのフェライト系ステンレス鋼が使用されてきた。これらの鋼は、鋼中のＣやＮの含有量が低減されているとともに、ＣやＮと親和性の高いＴｉを含有することで、溶接部におけるＣｒ炭窒化物の形成を抑制した材料であり、耐鋭敏化性に優れる。
また、ＳＵＨ４０９Ｌ、ＡＩＳＩ４３９の両鋼とも再結晶温度が低く、生産性の高い普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができる。このため、前記両鋼は、ステンレス鋼専用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うステンレス鋼より生産性が高いという利点を有する。
なお、Ｃｒ含有量の多いＡＩＳＩ４３９は、ＳＵＨ４０９Ｌより加熱後耐食性に優れているが、Ｃｒ含有量が多いために原料コストが増大することと製鋼工程での製造コストが高くなり、ＳＵＨ４０９Ｌより高価である。このため、これらの鋼種が自動車排気系部品に用いられる場合には、求められる耐食性を厳密に考慮してＳＵＨ４０９Ｌを適用するかＡＩＳＩ４３９を適用するかの選択が行われており、部品内の部位によりＳＵＨ４０９ＬとＡＩＳＩ４３９を使い分けしたり、同じ部品でも使用される地域によりＳＵＨ４０９ＬとＡＩＳＩ４３９を使い分けることさえある。
このようなＳＵＨ４０９ＬとＡＩＳＩ４３９の使い分けを簡略化するために、加熱後耐食性がＡＩＳＩ４３９と同等であり、かつ、ＳＵＨ４０９Ｌに近い価格であるフェライト系ステンレス鋼板が求められるようになった。
そこで本発明者らは、耐食性がＡＩＳＩ４３９と同等であり、かつ、ＡＩＳＩ４３９と比較して安価なフェライト系ステンレス鋼板について、以下の方針のもと、鋭意検討を行った。すなわち、Ｃｒ含有量を１６．０質量％未満として原料コストや製造コストを低減する。そして、Ｃｒ含有量の低減による加熱後耐食性の低下を、他の元素を含有させることや鋼の製造方法を最適化することによって補う。ただし、冷延板焼鈍を普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで行えるように９００℃以下で冷延板焼鈍が行えるものとする。
フェライト系ステンレス鋼の耐食性を向上させる技術は、例えば、特許文献１および２に開示されている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：≦０．０１５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ≦０．０５０％、Ｓ：≦０．０１００％、Ｎ：≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２０～０．１００％、Ｃｒ：１２．５～１６．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０３～０．３０％およびＮｂ：０．０３～０．３０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成るフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０３～１．０％、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．５～２２．５％、Ｓｎ：０．０２～０．５％、Ａｌ：０．００３～０．２％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０３～０．３５％およびＮｂ：０．０３～０．６％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る加熱後耐食性に優れた排気系部材用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。
しかし、本発明者らの検討では、特許文献１、２に開示された成分および製造方法では、Ｃｒ含有量が１６．０質量％未満で目的とする加熱後耐食性は得られなかった。
本発明は、上記問題点に鑑み開発されたものであって、Ｃｒ含有量が１６．０質量％未満であり、生産性および加熱後耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的としている。
ここで、本発明において「生産性に優れる」とは、次に述べる焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化の評価にて、９００℃×２０ｓ（９００℃において２０ｓ）の冷延板焼鈍を行った冷延焼鈍板の硬さが式（１）を満たすまで低下することを意味する。式（１）を満たせば９００℃×２０ｓで冷延板焼鈍が可能であり、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができる。
焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化の評価は、熱延焼鈍板を６７％の圧下率にて冷間圧延して得た冷延板を対象に、冷延板（冷延板焼鈍未実施の冷延板）の硬さａと、９００℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｂと、十分に軟質化した場合の指標として１０５０℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｃとを比較することで実施する。前記評価には、前記冷間圧延して得た冷延板より長さ１５ｍｍ×幅２０ｍｍの試験片を３枚切出し、そのうち１枚の試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を試験力９．８Ｎ、保持時間１５秒の条件にて測定し、上記の硬さａとする。また、残り２枚の試験片について、それぞれ９００℃において２０ｓ、１０５０℃において２０ｓの冷延板焼鈍を施した後、長さ１５ｍｍ×幅１０ｍｍのサイズに切断し、切断した試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を上述した条件にて測定し、それぞれ上記の硬さｂ、ｃとする。冷延板焼鈍を施すことで、鋼板の硬さはａからｃへ向かって変化（軟質化）するが、その軟質化による硬度低下のうちの９０％以上が、９００℃における２０ｓの焼鈍で達成されるもの、すなわち、下記式（１）を満たすものを「生産性に優れる」と評価する。
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ ・・・（１）
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ ・・・（１）
また、本発明において「加熱後耐食性に優れる」とは、鋼板をエメリー研磨紙で６００番まで研磨した後、鋼板を大気雰囲気中にて４００℃で２４時間保持する熱処理を行い、その後、ＪＡＳＯ Ｍ６０９－９１に準拠して、５．０質量％ＮａＣｌ水溶液の噴霧（２時間、３５℃、９８％ＲＨ）、乾燥（４時間、６０℃、３０％ＲＨ）、湿潤（２時間、５０℃、９５％ＲＨ以上）を１サイクルとして、５サイクルの腐食試験を行った結果、銹面積率が２０％以下であることを指す。
なお、大気雰囲気中にて４００℃で２４時間保持する熱処理は、自動車のマフラーに使用された場合に排気ガスにより加熱されて酸化されることを再現し、５サイクルの腐食試験は融雪塩による腐食を再現している。
なお、大気雰囲気中にて４００℃で２４時間保持する熱処理は、自動車のマフラーに使用された場合に排気ガスにより加熱されて酸化されることを再現し、５サイクルの腐食試験は融雪塩による腐食を再現している。
本発明者らは、上記の課題に対し、Ｃｒ含有量が１６．０質量％未満であり、生産性および加熱後耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を検討した。その結果、以下の知見を得た。
すなわち、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１４．５％以上１６．０％未満、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｎｂ：０．０９０％以下、Ｖ：０．０１０～０．０９０％、およびＮ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼中に０．０１５質量％以上のＮｂを固溶した状態で含有するフェライト系ステンレス鋼板とすることによって、生産性および加熱後耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
その機構は以下のように考えられる。
ＡＩＳＩ４３９に対するＣｒ含有量の低減は、耐食性の低下を招く。しかし、Ｎｂを添加して適切な量の固溶Ｎｂを鋼中に確保することにより加熱後耐食性を向上させることで、ＡＩＳＩ４３９と同等の加熱後耐食性を発現させることが可能となる。
ただし、フェライト系ステンレス鋼の鋼中にＮｂが含まれると、鋼の再結晶温度は上昇する。これに対しては、Ｎｂ含有量に適切な上限を設けるとともに、鋼にＮｂと適切な量のＶとを複合的に含有させることによって再結晶温度の上昇が抑制されることを見出した。Ｎｂによる再結晶温度の上昇は、主に鋼中に微細に分散析出したＮｂＣによる転位および結晶粒界のピンニング効果による。これに対して、鋼中にＶを含有させると、析出するＮｂは主に粗大なＴｉＮとの複合析出物として析出し再結晶温度の上昇が抑制されると考えられる。
上記の通り、Ｎｂ含有量を過剰としなければ、鋼中にＮｂと適切な量のＶを複合的に含有させることによって、生産性を低下させることなく鋼の耐食性を向上させることが可能となる。一方、Ｎｂの鋼中における固溶量を適切に制御することで、限られたＮｂ含有量においても、以下に示すように鋼板の加熱後耐食性を優れたものとすることができる。
フェライト系ステンレス鋼板を大気中で加熱した後の耐食性の劣化は、主に鋼板表面での酸化皮膜の生成による。酸化皮膜の生成による耐食性の劣化は、加熱にともない鋼板表面に生成・成長する酸化皮膜が、加熱前に鋼板表面に生成していた不動態皮膜と比較して、周辺環境より飛来して鋼板表面に付着した塩化物イオンを透過しやすく、金属（鋼）表面に塩化物イオンが到達しやすくなって、これにより腐食が起こりやすくなることに起因する。
ここで、鋼中に適切な量のＮｂを固溶した状態で含有する鋼においては、酸化皮膜の生成初期に酸化皮膜中にＮｂイオンが含まれることとなる。Ｎｂイオンが含まれた酸化皮膜は、化学的に安定となり、その後の酸化皮膜の成長過程において鋼母材から酸化皮膜中へのＦｅイオンの拡散を抑制し、酸化皮膜中のＣｒ／Ｆｅ比が高くなる。Ｃｒ／Ｆｅ比が高い酸化皮膜は、塩化物イオンの透過を抑制するため、加熱後耐食性が向上する。
すなわち、鋼中に適切な量のＶおよびＮｂを含有させるとともに、製造方法を調整して鋼中Ｎｂの固溶量を適切に制御することによって、生産性および加熱後耐食性に優れるＣｒ含有量が１６．０質量％未満のフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５～１．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：１４．５％以上１６．０％未満、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｎｂ：０．０９０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．０９０％、および
Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼中に０．０１５質量％以上のＮｂを固溶した状態で含有することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、および
Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｙ：０．０１～０．２０％、
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］自動車排気系部材用であることを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に９５０～１０５０℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板を得る熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、当該冷延板に８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し冷延焼鈍板を得る冷延板焼鈍工程と、を有することを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５～１．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：１４．５％以上１６．０％未満、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｎｂ：０．０９０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．０９０％、および
Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼中に０．０１５質量％以上のＮｂを固溶した状態で含有することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、および
Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｙ：０．０１～０．２０％、
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］自動車排気系部材用であることを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に９５０～１０５０℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板を得る熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、当該冷延板に８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し冷延焼鈍板を得る冷延板焼鈍工程と、を有することを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明によれば、Ｃｒ含有量が１６．０質量％未満であり、生産性および加熱後耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明で成分組成と析出物の存在形態を限定した理由について説明する。なお、鋼板の成分の含有量を示す「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．００１～０．０２０％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＣ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００４％以上である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＣ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００４％以上である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
Ｓｉ：０．０５～１．５０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。また、鋼板の大気中での加熱時に酸化皮膜中に濃化して皮膜を安定化させ、酸化皮膜中の塩化物イオンの透過を抑制して、鋼板の加熱後耐食性を高める元素である。これらの効果は、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．５０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６０％以下である。
Ｓｉは、脱酸作用を有する。また、鋼板の大気中での加熱時に酸化皮膜中に濃化して皮膜を安定化させ、酸化皮膜中の塩化物イオンの透過を抑制して、鋼板の加熱後耐食性を高める元素である。これらの効果は、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．５０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６０％以下である。
Ｍｎ：０．０５～０．６０％
Ｍｎは、脱酸作用を有する。この効果は、Ｍｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えるとＭｎＳの析出および粗大化が促進され、このＭｎＳが腐食の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５～０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以下である。
Ｍｎは、脱酸作用を有する。この効果は、Ｍｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えるとＭｎＳの析出および粗大化が促進され、このＭｎＳが腐食の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０５～０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは耐食性を低下させる元素である。また、Ｐは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は、可能な限り少ないほうが望ましく、０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｐは耐食性を低下させる元素である。また、Ｐは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は、可能な限り少ないほうが望ましく、０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、Ｍｎと析出物としてＭｎＳを形成する。このＭｎＳは腐食の起点となり、耐食性を低下させる。よって、Ｓ含有量は、低いほうが望ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。
Ｓは、Ｍｎと析出物としてＭｎＳを形成する。このＭｎＳは腐食の起点となり、耐食性を低下させる。よって、Ｓ含有量は、低いほうが望ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。
Ａｌ：０．００１～０．１００％
Ａｌは、脱酸作用を有する。この効果は、Ａｌ含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると鋼板表面に欠陥が生成しやすくなり、製造性が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。
Ａｌは、脱酸作用を有する。この効果は、Ａｌ含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると鋼板表面に欠陥が生成しやすくなり、製造性が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。
Ｃｒ：１４．５％以上１６．０％未満
Ｃｒは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１４．５％未満では十分な加熱後耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１６．０％以上となると、原料コストや製造コストの増大を招く。よって、Ｃｒ含有量は１４．５％以上１６．０％未満とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．０％以上である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．３％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．８％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．５％以下である。
Ｃｒは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１４．５％未満では十分な加熱後耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１６．０％以上となると、原料コストや製造コストの増大を招く。よって、Ｃｒ含有量は１４．５％以上１６．０％未満とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．０％以上である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．３％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．８％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１５．５％以下である。
Ｔｉ：０．１５～０．３５％
Ｔｉは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐鋭敏化性を向上させる元素である。この効果は、Ｔｉ含有量を０．１５％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．３５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２０％以上である。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．３０％以下である。
Ｔｉは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐鋭敏化性を向上させる元素である。この効果は、Ｔｉ含有量を０．１５％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．３５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２０％以上である。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．３０％以下である。
Ｎｂ：０．０９０％以下
後述するように、Ｎｂは鋼中に固溶して存在することで鋼の加熱後耐食性を高める元素である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０９０％を超えると、後述するＶによる再結晶温度上昇の抑制効果を得たとしても、鋼の再結晶温度が上昇し、鋼の生産性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．０９０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０７０％以下である。一方、鋼中に所定量のＮｂを固溶した状態で存在させるためには、Ｎｂ含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２５％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０３０％以上である。
後述するように、Ｎｂは鋼中に固溶して存在することで鋼の加熱後耐食性を高める元素である。しかし、Ｎｂ含有量が０．０９０％を超えると、後述するＶによる再結晶温度上昇の抑制効果を得たとしても、鋼の再結晶温度が上昇し、鋼の生産性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．０９０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０７０％以下である。一方、鋼中に所定量のＮｂを固溶した状態で存在させるためには、Ｎｂ含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２５％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０３０％以上である。
Ｖ：０．０１０～０．０９０％
Ｖは、Ｎｂによる鋼の再結晶温度上昇を抑制することで、生産性を高める元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．０１０％以上にすることで得られる。一方、Ｖ含有量が０．０９０％を超えると固溶Ｖ量が増加して再結晶温度が上昇し、生産性を確保できなくなる。よって、Ｖ含有量は０．０１０～０．０９０％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０２０％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０７０％以下である。
Ｖは、Ｎｂによる鋼の再結晶温度上昇を抑制することで、生産性を高める元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．０１０％以上にすることで得られる。一方、Ｖ含有量が０．０９０％を超えると固溶Ｖ量が増加して再結晶温度が上昇し、生産性を確保できなくなる。よって、Ｖ含有量は０．０１０～０．０９０％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０２０％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０７０％以下である。
Ｎ：０．００１～０．０２０％
Ｎは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＮ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下したりする。よって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３％以上である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０１２％以下である。
Ｎは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＮ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下したりする。よって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３％以上である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０１２％以下である。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
本発明では上述した成分の他にも、以下のＡ群、Ｂ群のうちから選ばれた１種または２種を含有してもよい。
（Ａ群）Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｃｕ：０．０１～０．８０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、およびＷ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｂ群）Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％およびＳｂ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
（Ａ群）Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｃｕ：０．０１～０．８０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、およびＷ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｂ群）Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％およびＳｂ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｎｉ：０．０１～０．６０％
Ｎｉは、低ｐＨ環境において、鋼の活性溶解を抑制することで、鋼の耐食性を高める。一方、過剰にＮｉを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．０１～０．６０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。
Ｎｉは、低ｐＨ環境において、鋼の活性溶解を抑制することで、鋼の耐食性を高める。一方、過剰にＮｉを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．０１～０．６０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。
Ｃｕ：０．０１～０．８０％
Ｃｕは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｕを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、ε－Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１～０．８０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．３０％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４０％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４５％以下である。
Ｃｕは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｕを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、ε－Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１～０．８０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．３０％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４０％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４５％以下である。
Ｃｏ：０．０１～０．５０％
Ｃｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１０％以下である。
Ｃｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１０％以下である。
Ｍｏ：０．０１～１．００％
Ｍｏには、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１～１．００％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｍｏには、ステンレス鋼の耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１～１．００％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
Ｗ：０．０１～０．５０％
Ｗは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＷを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．１０％以下である。
Ｗは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＷを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．１０％以下である。
Ｚｒ：０．０１～０．５０％
Ｚｒは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＺｒを含有すると炭窒化物が過度に析出し、鋼の耐食性が低下する。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｚｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。
Ｚｒは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＺｒを含有すると炭窒化物が過度に析出し、鋼の耐食性が低下する。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｚｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。
Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂには、鋼の強度を向上させる効果がある。一方、過剰にＢを含有すると鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
Ｂには、鋼の強度を向上させる効果がある。一方、過剰にＢを含有すると鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％
Ｍｇは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．０１００％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。
Ｍｇは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．０１００％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
Ｃａは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＣａを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００７％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２５％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１５％以下である。
Ｃａは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＣａを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００７％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２５％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１５％以下である。
Ｙ：０．０１～０．２０％
Ｙは、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１～０．２０％とする。好ましくは、Ｙ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｙ含有量は０．１０％以下である。
Ｙは、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１～０．２０％とする。好ましくは、Ｙ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｙ含有量は０．１０％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属;Rare Earth Metals）：０．０１～０．１０％
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７～７１の元素）は、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると、表面欠陥が増加する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１～０．１０％とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下である。
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７～７１の元素）は、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると、表面欠陥が増加する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１～０．１０％とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下である。
Ｓｎ：０．０１～０．５０％
Ｓｎは、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｎを含有すると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｎ含有量は０．２０％以下である。
Ｓｎは、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｎを含有すると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｎ含有量は０．２０％以下である。
Ｓｂ：０．０１～０．５０％
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｂを含有すると、表面欠陥が増加する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｂ含有量は０．２０％以下である。
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｂを含有すると、表面欠陥が増加する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｂ含有量は０．２０％以下である。
なお、上記任意成分として説明したＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類金属）、Ｓｎ、Ｓｂの含有量が下限値未満の場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
さらに、耐食性の優れたフェライト系ステンレス鋼板とするためには、上述した各元素の含有量をいずれも上述の範囲とすることに加え、鋼中に固溶した状態で存在するＮｂの量を、以下のように、適切な範囲とすることが必要である。
鋼中に固溶した状態で存在するＮｂ：０．０１５質量％以上
鋼中に固溶した状態で存在するＮｂは、鋼の大気中加熱にともなって鋼表面に生成する酸化皮膜中にＮｂイオンとして含まれることとなり、酸化皮膜を化学的に安定化させることによって、鋼の加熱後耐食性を向上させる。この効果は、鋼中に固溶した状態で存在するＮｂ量（固溶Ｎｂ量）を０．０１５質量％以上にすることで得られる。よって、固溶Ｎｂ量は、０．０１５質量％以上とする。好ましくは、固溶Ｎｂ量は、０．０２０質量％以上である。
鋼中に固溶した状態で存在するＮｂは、鋼の大気中加熱にともなって鋼表面に生成する酸化皮膜中にＮｂイオンとして含まれることとなり、酸化皮膜を化学的に安定化させることによって、鋼の加熱後耐食性を向上させる。この効果は、鋼中に固溶した状態で存在するＮｂ量（固溶Ｎｂ量）を０．０１５質量％以上にすることで得られる。よって、固溶Ｎｂ量は、０．０１５質量％以上とする。好ましくは、固溶Ｎｂ量は、０．０２０質量％以上である。
上述の固溶Ｎｂ量は、以下に示す方法をもって評価できる。まず、フェライト系ステンレス鋼板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、ＪＩＳ Ｇ １２３７に規定される誘導結合プラズマ発光分光分析方法に準拠した分析を行い、鋼中の総Ｎｂ量（質量％）を評価する。次に、同一のフェライト系ステンレス鋼板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノールを用いて定電流電解によって析出物を抽出する。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用する。捕集した残渣はフィルタごと白金るつぼに入れ５８０℃で灰化後、０．７５ｇＮａ２Ｏ２＋０．７５ｇＬｉＢＯ４を加えガスバーナーで溶融し融成物とする。融成物は０．８質量％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸２５ｍＬを加えて溶解し、純水で１００ｍＬに定容後、ＩＣＰ発光分光分析を行い、鋼中の析出Ｎｂ量（質量％）を評価する。得られた総Ｎｂ量から、析出Ｎｂ量を減じることで、固溶Ｎｂ量（質量％）を評価する。
なお、鋼中に固溶した状態で存在するＮｂの量を、上記のように適切な範囲とするためには、後述するような製造方法の調整が必要である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適な製造方法について説明する。上記した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の公知の方法で溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。この鋼素材を１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とする。この際、熱延板の板厚が２．０～５．０ｍｍになるように熱間圧延することが好ましい。こうして作製した熱延板に、９５０～１０５０℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍板とする。熱延板焼鈍の雰囲気は、大気雰囲気が好ましい。次いで酸洗を行ってスケールを除去する。次に、冷間圧延を行い、冷延板とした後、当該冷延板に８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し、冷延焼鈍板を得る。冷延板焼鈍後には酸洗あるいは表面研削を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷延焼鈍板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
まず、上述した好適な製造方法における析出物の固溶・析出挙動について以下に述べる。精錬および鋳造によって得られた鋼スラブの鋼中には、ＴｉＮ、ＴｉＣやＮｂＣ、ＶＣが鋼中に粗大な析出物として析出している。熱間圧延前の鋼スラブを１１００℃以上に加熱することによって、ＴｉＮやＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣの鋼中への固溶が起こり、ＴｉＮやＴｉＣのサイズが小さくなると共にＮｂＣやＶＣの多くは鋼中へと固溶する。熱間圧延後、熱延板をコイルとして巻き取った後に熱延板コイルが徐冷される間に、上述した鋼スラブの加熱過程で鋼中に固溶したＮｂやＶの一部は微細なＮｂＣやＶＣとして鋼中に析出する。
次いで、９５０℃以上１０５０℃以下の温度で熱延板焼鈍を行うことで、上述した熱延板コイルの徐冷過程で鋼中に析出したＮｂは、その多くが鋼中に再度固溶する。本発明は、鋼の生産性を高めるため、９００℃以下で冷延板焼鈍を行うが、そのような比較的低温の冷延板焼鈍においては、固溶Ｎｂの一部が鋼中に析出する。しかし、上述のようにスラブ加熱条件や熱延板焼鈍条件を適切なものとすることで、固溶Ｎｂ量の多い熱延焼鈍板を得ることができる。これにより、熱延焼鈍板の冷間圧延の後に実施する冷延板焼鈍において一部のＮｂが鋼中に析出しても、鋼中に十分量の固溶Ｎｂを確保することができる。
上述した過程により、鋼中に固溶した状態のＮｂが十分量含まれる冷延焼鈍板が高い生産性のもとに得られる。
以下に、上述の好適な製造方法において各工程の条件を上述の範囲とした理由について述べる。
鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下の温度で１０分以上保持してから熱間圧延して熱延板とする工程（熱間圧延工程）
鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、最終製品である冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、鋼スラブの加熱時間が１０分未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、最終製品である冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、鋼スラブの加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させる。よって、本発明においては、鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に１０分以上保持してから熱間圧延して熱延板とすることが好ましい。より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１１５０℃以上である。また、より好ましくは、上記の加熱時間は３０分以上である。また、より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１１８０℃以下である。また、鋼スラブの過度に長時間の加熱保持は、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させるため、鋼スラブの加熱時間は２時間以下とすることが好ましい。
鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、最終製品である冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、鋼スラブの加熱時間が１０分未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、最終製品である冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、鋼スラブの加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させる。よって、本発明においては、鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に１０分以上保持してから熱間圧延して熱延板とすることが好ましい。より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１１５０℃以上である。また、より好ましくは、上記の加熱時間は３０分以上である。また、より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１１８０℃以下である。また、鋼スラブの過度に長時間の加熱保持は、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させるため、鋼スラブの加熱時間は２時間以下とすることが好ましい。
熱延板を９５０℃以上１０５０℃以下の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程（熱延板焼鈍工程）
熱延板焼鈍温度が９５０℃未満であると、鋼中のＮｂが十分に固溶せず、冷延焼鈍板中に含まれる固溶Ｎｂの量が不十分となり、冷延焼鈍板の加熱後耐食性が低下する。一方、熱延板焼鈍温度が１０５０℃を超えると、鋼中におけるＴｉＣの固溶が促進されて熱延焼鈍板中および冷延板中の固溶Ｃ量が増大することとなり、冷間圧延後の冷延板焼鈍においてＮｂＣの析出が促進され、冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、熱延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、鋼中のＮｂが十分に固溶せず、冷延焼鈍板中に含まれる固溶Ｎｂの量が不十分となり、冷延焼鈍板の加熱後耐食性が低下する。一方、熱延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、鋼中におけるＴｉＣの固溶が促進されて熱延焼鈍板中および冷延板中の固溶Ｃ量が増大することとなり、冷間圧延後の冷延板焼鈍においてＮｂＣの析出が促進され、冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。よって、本発明においては、熱延板を９５０℃以上１０５０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とすることが好ましい。より好ましくは、熱延板の焼鈍温度の範囲は１０２０℃以上１０４０℃以下である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは６０秒以下である。
熱延板焼鈍温度が９５０℃未満であると、鋼中のＮｂが十分に固溶せず、冷延焼鈍板中に含まれる固溶Ｎｂの量が不十分となり、冷延焼鈍板の加熱後耐食性が低下する。一方、熱延板焼鈍温度が１０５０℃を超えると、鋼中におけるＴｉＣの固溶が促進されて熱延焼鈍板中および冷延板中の固溶Ｃ量が増大することとなり、冷間圧延後の冷延板焼鈍においてＮｂＣの析出が促進され、冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。また、熱延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、鋼中のＮｂが十分に固溶せず、冷延焼鈍板中に含まれる固溶Ｎｂの量が不十分となり、冷延焼鈍板の加熱後耐食性が低下する。一方、熱延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、鋼中におけるＴｉＣの固溶が促進されて熱延焼鈍板中および冷延板中の固溶Ｃ量が増大することとなり、冷間圧延後の冷延板焼鈍においてＮｂＣの析出が促進され、冷延焼鈍板の鋼中に含まれる固溶Ｎｂ量が不足し、鋼板の加熱後耐食性が低下する。よって、本発明においては、熱延板を９５０℃以上１０５０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とすることが好ましい。より好ましくは、熱延板の焼鈍温度の範囲は１０２０℃以上１０４０℃以下である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは６０秒以下である。
次いで、熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とする。この際の冷間圧下率は５０％以上が好ましい。より好ましくは６５％以上である。
冷延板を８８０℃以上９００℃以下の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする工程（冷延板焼鈍工程）
冷延板焼鈍温度が８８０℃未満であると、鋼の軟質化が不十分となり成形性が低下する。一方、９００℃を超える冷延板焼鈍は生産性の高い普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができない。また、冷延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、鋼の軟質化が不十分となる。一方、冷延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、結晶粒が粗大化して表面品質が低下する場合ある。よって、本発明においては、冷延板を８８０℃以上９００℃以下の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行うことが好ましい。より好ましくは、冷延板の焼鈍温度の範囲は８９０℃以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１２０秒以下である。
冷延板焼鈍温度が８８０℃未満であると、鋼の軟質化が不十分となり成形性が低下する。一方、９００℃を超える冷延板焼鈍は生産性の高い普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができない。また、冷延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、鋼の軟質化が不十分となる。一方、冷延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、結晶粒が粗大化して表面品質が低下する場合ある。よって、本発明においては、冷延板を８８０℃以上９００℃以下の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行うことが好ましい。より好ましくは、冷延板の焼鈍温度の範囲は８９０℃以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１２０秒以下である。
［実施例１］
表１－１に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、表１－２に記載の各スラブ加熱温度で、表１－２に記載の各スラブ加熱時間保持した後、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。なお、この熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷する工程は、実製造ラインにおいて熱間圧延後の熱延板をコイル状に巻き取ってから徐冷する温度履歴を模擬したものである。
表１－１に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、表１－２に記載の各スラブ加熱温度で、表１－２に記載の各スラブ加熱時間保持した後、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。なお、この熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷する工程は、実製造ラインにおいて熱間圧延後の熱延板をコイル状に巻き取ってから徐冷する温度履歴を模擬したものである。
得られた熱延板を表１－２に記載の各熱延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各熱延板焼鈍時間保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。得られた冷延板の一部は、表１－２に記載の各冷延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各冷延板焼鈍時間保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板とした。得られた冷延板および冷延焼鈍板を、以下の評価に供した。
（１）生産性の評価
上記の製造条件で得られた冷延板の硬さａと、前記冷延板に、９００℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｂと、十分に軟質化した場合の指標として１０５０℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｃとを比較することで、焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化を評価した。具体的には、前記冷延板より長さ１５ｍｍ×幅２０ｍｍの試験片を３枚切出し、そのうち１枚の試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、上記の硬さａとした。また、残り２枚の試験片について、それぞれ９００℃において２０ｓ、１０５０℃において２０ｓの焼鈍を施した後、長さ１５ｍｍ×幅１０ｍｍのサイズに切断し、切断した試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、それぞれ上記の硬さｂ、ｃとした。試験片は、樹脂埋めの後に、試験面を鏡面研磨して試験に供した。ビッカース硬さの測定条件は、試験力９．８Ｎ、保持時間１５秒とした。測定した硬さａ、ｂ、およびｃが、式（１）を満たすものを「○（合格）」、満たさなかったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で〇であれば、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができ、生産性に優れると評価できる。
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ ・・・（１）
上記の製造条件で得られた冷延板の硬さａと、前記冷延板に、９００℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｂと、十分に軟質化した場合の指標として１０５０℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｃとを比較することで、焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化を評価した。具体的には、前記冷延板より長さ１５ｍｍ×幅２０ｍｍの試験片を３枚切出し、そのうち１枚の試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、上記の硬さａとした。また、残り２枚の試験片について、それぞれ９００℃において２０ｓ、１０５０℃において２０ｓの焼鈍を施した後、長さ１５ｍｍ×幅１０ｍｍのサイズに切断し、切断した試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、それぞれ上記の硬さｂ、ｃとした。試験片は、樹脂埋めの後に、試験面を鏡面研磨して試験に供した。ビッカース硬さの測定条件は、試験力９．８Ｎ、保持時間１５秒とした。測定した硬さａ、ｂ、およびｃが、式（１）を満たすものを「○（合格）」、満たさなかったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で〇であれば、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができ、生産性に優れると評価できる。
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ ・・・（１）
（２）固溶Ｎｂ量の評価
上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、ＪＩＳ Ｇ １２３７に規定される誘導結合プラズマ発光分光分析方法に準拠した分析を行い、鋼中の総Ｎｂ量（質量％）を評価した。次に、同一の冷延焼鈍板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノールを用いて定電流電解によって析出物を抽出した。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用した。捕集した残渣はフィルタごと白金るつぼに入れ５８０℃で灰化後、０．７５ｇＮａ２Ｏ２＋０．７５ｇＬｉＢＯ４を加えガスバーナーで溶融し融成物とした。融成物は０．８質量％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸２５ｍＬを加えて溶解し、純水で１００ｍＬに定容後、ＩＣＰ発光分光分析を行い、鋼中の析出Ｎｂ量（質量％）を評価した。そして、得られた総Ｎｂ量から、析出Ｎｂ量を減じることで、固溶Ｎｂ量（質量％）を評価した。
上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、ＪＩＳ Ｇ １２３７に規定される誘導結合プラズマ発光分光分析方法に準拠した分析を行い、鋼中の総Ｎｂ量（質量％）を評価した。次に、同一の冷延焼鈍板より、長さ２０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切出し、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノールを用いて定電流電解によって析出物を抽出した。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用した。捕集した残渣はフィルタごと白金るつぼに入れ５８０℃で灰化後、０．７５ｇＮａ２Ｏ２＋０．７５ｇＬｉＢＯ４を加えガスバーナーで溶融し融成物とした。融成物は０．８質量％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸２５ｍＬを加えて溶解し、純水で１００ｍＬに定容後、ＩＣＰ発光分光分析を行い、鋼中の析出Ｎｂ量（質量％）を評価した。そして、得られた総Ｎｂ量から、析出Ｎｂ量を減じることで、固溶Ｎｂ量（質量％）を評価した。
（３）加熱後耐食性評価
上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、せん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍの試験片を切出した。試験片の表面をエメリー紙で６００番まで研磨し、アセトンによる脱脂を行った後、大気雰囲気中にて４００℃で２４時間保持する熱処理を行った後、腐食試験を行って、加熱後耐食性を評価した。腐食試験は、ＪＡＳＯ Ｍ６０９－９１に準拠して実施した。１サイクルを、５．０質量％ＮａＣｌ水溶液の噴霧（３５℃、相対湿度９８％)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度３０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、５サイクルの腐食試験を実施した。試験後、試験片表面を撮影した写真から、試験片表面中央の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、画像解析により発銹面積率を測定した。そして、発銹面積率が２０％以下であったものを「○（合格）」、２０％超であったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で〇であれば、耐食性（大気中で加熱された後の耐食性）に優れると評価できる。
上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、せん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍの試験片を切出した。試験片の表面をエメリー紙で６００番まで研磨し、アセトンによる脱脂を行った後、大気雰囲気中にて４００℃で２４時間保持する熱処理を行った後、腐食試験を行って、加熱後耐食性を評価した。腐食試験は、ＪＡＳＯ Ｍ６０９－９１に準拠して実施した。１サイクルを、５．０質量％ＮａＣｌ水溶液の噴霧（３５℃、相対湿度９８％)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度３０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、５サイクルの腐食試験を実施した。試験後、試験片表面を撮影した写真から、試験片表面中央の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、画像解析により発銹面積率を測定した。そして、発銹面積率が２０％以下であったものを「○（合格）」、２０％超であったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で〇であれば、耐食性（大気中で加熱された後の耐食性）に優れると評価できる。
得られた結果を表１－２に示す。
本発明例のフェライト系ステンレス鋼板（試験Ｎｏ．１－１～１－１１）は、生産性の評価が「○」であり、固溶Ｎｂ量が０．０１５質量％以上であって、加熱後耐食性の評価が「○」であり、優れた生産性と加熱後耐食性を有することが分かった。
試験Ｎｏ．１－１２の比較例は、スラブ加熱温度が本発明の範囲よりも低く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．１－１３の比較例は、スラブ加熱時間が本発明の範囲よりも短く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．１－１４の比較例は、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも低く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．１－１５の比較例は、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも高く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．１－１６の比較例は、熱延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも短く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．１－１７の比較例は、熱延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも長く、固溶Ｎｂ量が本発明の範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
［実施例２］
表２に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、１１５０℃の温度で１時間加熱し、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。得られた熱延板を１０３０℃で２０秒保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。得られた冷延板の一部は、９００℃で１００秒保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板とした。得られた冷延板および冷延焼鈍板を、上述した評価に供した。なお、試験Ｎｏ．２－２８、２－２９は参考例であり、前記試験Ｎｏ．２－２８はＳＵＨ４０９Ｌ規格の成分組成であり、前記試験Ｎｏ．２－２９はＡＩＳＩ４３９規格の成分組成である。
表２に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、１１５０℃の温度で１時間加熱し、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を７００℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。得られた熱延板を１０３０℃で２０秒保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。得られた冷延板の一部は、９００℃で１００秒保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板とした。得られた冷延板および冷延焼鈍板を、上述した評価に供した。なお、試験Ｎｏ．２－２８、２－２９は参考例であり、前記試験Ｎｏ．２－２８はＳＵＨ４０９Ｌ規格の成分組成であり、前記試験Ｎｏ．２－２９はＡＩＳＩ４３９規格の成分組成である。
得られた結果を表２に示す。
本発明例のフェライト系ステンレス鋼板（試験Ｎｏ．２－１～２－２３）は、生産性の評価が「○」であり、固溶Ｎｂ量が０．０１５質量％以上であって、加熱後耐食性の評価が「○」であり、優れた生産性と耐食性を有することが分かった。
試験Ｎｏ．２－２４の比較例は、Ｎｂの含有量が本発明の成分範囲よりも高く、生産性が劣っていた。
試験Ｎｏ．２－２５の比較例は、Ｖの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、生産性が劣っていた。
試験Ｎｏ．２－２６の比較例は、Ｖの含有量が本発明の成分範囲よりも高く、生産性が劣っていた。
試験Ｎｏ．２－２７の比較例は、Ｃｒの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、加熱後耐食性が劣っていた。
試験Ｎｏ．２－２８は、ＳＵＨ４０９Ｌ規格の成分組成を有する参考例である。試験Ｎｏ．２－２８では、所望の加熱後耐食性が得られない。
試験Ｎｏ．２－２９は、ＡＩＳＩ４３９規格の成分組成を有する参考例である。試験Ｎｏ．２－２９は、１６．０質量％以上となるＣｒを含有するため、原料コストと製造コストが高くなる。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、加熱後耐食性（大気中で加熱された後の耐食性）に優れるため、自動車排気系部材、ロッカー、家電製品用部品、建材、厨房機器、鉄道車両、電気装置用部品等に好適であり、特に、自動車排気用配管、コンバーターケース、フロントパイプ、センターパイプ、マフラー、マフラーカッタ等の自動車排気系部材に好適である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５～１．５０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：１４．５％以上１６．０％未満、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｎｂ：０．０９０％以下、
Ｖ：０．０１０～０．０９０％、および
Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼中に０．０１５質量％以上のＮｂを固溶した状態で含有することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、および
Ｗ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上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板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｙ：０．０１～０．２０％、
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上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板。 - 自動車排気系部材用であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１～４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に９５０～１０５０℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板を得る熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、当該冷延板に８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し冷延焼鈍板を得る冷延板焼鈍工程と、を有することを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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