特許 6223351 フェライト系ステンレス鋼、それを用いた排気系部材及びフェライト系ステンレス鋼の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6223351

(24)【登録日】2017年10月13日

(45)【発行日】2017年11月8日

(54)【発明の名称】フェライト系ステンレス鋼、それを用いた排気系部材及びフェライト系ステンレス鋼の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20171030BHJP

   C22C 38/26 20060101ALI20171030BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20171030BHJP

   C21D 9/46 20060101ALI20171030BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302Z

   C22C38/26

   C22C38/60

   C21D9/46 R

【請求項の数】14

【全頁数】23

(21)【出願番号】特願2014-544565(P2014-544565)

(86)(22)【出願日】2013年10月30日

(86)【国際出願番号】JP2013079461

(87)【国際公開番号】WO2014069543

(87)【国際公開日】20140508

【審査請求日】2016年6月6日

(31)【優先権主張番号】特願2012-239148(P2012-239148)

(32)【優先日】2012年10月30日

(33)【優先権主張国】JP

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】新日鐵住金ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100099759

【弁理士】

【氏名又は名称】青木 篤

(74)【代理人】

【識別番号】100077517

【弁理士】

【氏名又は名称】石田 敬

(74)【代理人】

【識別番号】100087413

【弁理士】

【氏名又は名称】古賀 哲次

(74)【代理人】

【識別番号】100113918

【弁理士】

【氏名又は名称】亀松 宏

(74)【代理人】

【識別番号】100187702

【弁理士】

【氏名又は名称】福地 律生

(74)【代理人】

【識別番号】100126848

【弁理士】

【氏名又は名称】本田 昭雄

(74)【代理人】

【識別番号】100140121

【弁理士】

【氏名又は名称】中村 朝幸

(74)【代理人】

【識別番号】100111903

【弁理士】

【氏名又は名称】永坂 友康

(72)【発明者】

【氏名】寺岡 慎一

(72)【発明者】

【氏名】福田 章宏

(72)【発明者】

【氏名】小林 雅明

【審査官】 瀧澤 佳世

(56)【参考文献】

【文献】 特開２００５−２９８８５４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００８−２４０１４３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１０−１１６６１９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１１−１９０５０４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−２０７２９８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−１７２１６１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１１／１２２５１３（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２００９−０９７０７９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−２０４１３６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−２０４０５９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００

Ｃ２１Ｄ ９／４６

Ｃ２２Ｃ ３８／２６

Ｃ２２Ｃ ３８／６０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、
Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０５〜０．６０％、
を含有し、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、及び
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
式１および式２を満足し、
かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であり、冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝０．５２Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ−２Ｎｂ−０．２≦０・・・（式２）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【請求項2】

質量％で、
Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．３０％、
Ｎｂ：０．２０〜０．６０％、
Ｔｉ：０．０５超０．３２％以下、
を含有し、
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：０．３％以下、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｂ：０．００２０％以下
の１種または２種以上を含有し、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、及び
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
式１’および式２’を満足し、
かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であり、冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝（Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・式１’
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ＋Ｔｉ−２Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．２≦０・・・式２’
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【請求項3】

前記熱処理が７００℃で１時間であることを特徴とする請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項4】

更に、質量％で、
Ｗ：０．２０％以下、
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｓｂ：０．５％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
の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１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項5】

冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を６．０以上、８．５以下とすることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項6】

請求項１、２または４に記載の組成のステンレス鋼を、冷延板焼鈍温度を８５０℃〜１１００℃とし、その後冷延板焼鈍温度からの冷却に際し、８００〜５００℃の温度範囲において冷却速度を５℃／ｓ以上とすることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。

【請求項7】

請求項１〜５のうちいずれか１項のフェライト系ステンレス鋼を用いたことを特徴とする排気系部材。

【請求項8】

質量％で、
Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０５〜０．６０％、
を含有し、
Ｗ：０．０１％〜０．２０％及びＳｂ：０．００１％〜０．５％の少なくとも１種を含有し、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、及び
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
式１および式２を満足し、
かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝０．５２Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ−２Ｎｂ−０．２≦０・・・（式２）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【請求項9】

質量％で、
Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．３０％、
Ｎｂ：０．２０〜０．６０％、
Ｔｉ：０．０５超０．３２％以下、
を含有し、
Ｗ：０．０１％〜０．２０％及びＳｂ：０．００１％〜０．５％の少なくとも１種を含有し、
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：２．０％以下、
Ｖ：０．３％以下、
Ａｌ：０．３％以下、
Ｂ：０．００２０％以下
の１種または２種以上を含有し、
Ｃ：０．０１５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０３５％以下、及び
Ｓ：０．０１５％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
式１’および式２’を満足し、
かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝（Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１’）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ＋Ｔｉ−２Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．２≦０・・・（式２’）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【請求項10】

前記熱処理が７００℃で１時間であることを特徴とする請求項８又は９に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項11】

更に、質量％で、
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｃｏ：０．５％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．１％以下、
の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８〜１０のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項12】

冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とする請求項８〜１１のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【請求項13】

請求項８、９または１１に記載の組成のステンレス鋼を、冷延板焼鈍温度を８５０℃〜１１００℃とし、その後冷延板焼鈍温度からの冷却に際し、８００〜５００℃の温度範囲において冷却速度を５℃／ｓ以上とすることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。

【請求項14】

請求項８〜１２のうちいずれか１項のフェライト系ステンレス鋼を用いたことを特徴とする排気系部材。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、高温で使用される薄板構造物用材料に関し、特に自動車排気系材料のように、常温での耐食性と共に、高温で使用される事による脆化が生じにくいフェライト系ステンレス鋼に関するものである。

【背景技術】

【0002】

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加工性、靭性及び高温強度では劣るものの、多量のＮｉを含有していないため廉価であり、また熱膨張が小さいため、近年では屋根等の建築材料や、高温になる自動車排気系部品材料などの熱ひずみが問題となるような用途に使用されている。特に自動車の排気系部品材料として使用される場合では、高温強度、常温での耐食性、高温使用に伴う高靭性が重要である。一般には、ＳＵＨ４０９Ｌ、ＳＵＳ４２９、ＳＵＳ４３０ＬＸ、ＳＵＳ４３６Ｊ１Ｌ、ＳＵＳ４３２、ＳＵＳ４４４等の鋼種がこれらの用途に適するフェライト系ステンレス鋼として用いられている。

【0003】

これらの材料に於いて、特許文献１では、０．０５〜２％のＳｎを用いて高温強度を高めた材料が開示されている。また特許文献２では０．００５〜０．１０％のＳｎを添加することでステンレス鋼板の表面品質を改善する技術が開示されている。また、近年では表面処理鋼板を含む屑鉄を原料として用いる事により、不可避的不純物として０．０５％を超える多量のＳｎがステンレス鋼に含有されるようになってきた。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】特開２０００−１６９９４３号公報

【特許文献2】特開平１１−９２８７２号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

背景技術に記載のＳｎを含有するステンレス鋼を高温で使用すると、従来知られていなかった粒界脆化現象が生じて、部品の強度を損ねる問題が発生することが分かってきた。本発明の目的は、自動車排気系材料のように高温下に長時間さらされる場合にも、常温における靭性が劣化しないフェライト系ステンレス鋼を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0006】

本発明者等は、Ｓｎを含有するフェライト系ステンレス鋼の高温長時間時効後の常温に於ける靭性低下について種々検討した。先ず、ＳＵＳ４３０ＬＸが０．３％のＳｎを含有した場合に、どの様な温度域で使用する事で靭性低下を生じるか調べたところ、５００〜８００℃である事が分かった。加えて、特に短時間で靭性低下が起こる温度は７００℃であり、わずか１時間で大幅な靭性低下が生じる事が分かった。図１に示す様に、脆性破壊が生じた破面形態は一般的な劈開破面と異なり、粒界破面を示す特徴があった。ＡＥＳ（オージェ電子分光）装置内で試料を低温に冷却後に破壊し、粒界破面を分析したところ、顕著なＳｎ偏析が約１ｎｍの厚さで認められた。即ち、高温長時間使用による靭性の低下はＳｎの粒界偏析に起因して生じたものと考えられた。

【0007】

このような粒界脆化を防止するためには、Ｓｎの含有量を低減する事が最も有効である。しかし、表面処理鋼板のリサイクルは環境保護のためにも避けられないため、Ｓｎを含有するスクラップを使用せざるを得ないのが実状である。また、精錬でＳｎを取り除く事も現有技術では困難であり、Ｓｎを含んでも粒界脆化が生じにくい材料が切望された。

【0008】

そこで、Ｓｎの粒界偏析に起因する脆化を防止すべく、各種合金元素の影響について詳細に調査し、耐食性確保のためにステンレス鋼中のＣ、Ｎを固定するべく添加される安定化元素Ｔｉ、Ｎｂの影響が大きい事を見出した。即ち、図１および２に示すように、Ｔｉで安定化した鋼がＳｎを含有すると、高温使用に伴う粒界脆化が顕著であり、Ｎｂで安定化した鋼はＳｎを含有しても脆化が起こりにくい事を見出した。

【0009】

この知見を基に、安定化元素Ｔｉ，Ｎｂを単独で添加した場合、また、複合添加した場合について靭性への影響を調べ、高温使用による靭性低下が生じにくい鋼を開発する事が可能になった。

【0010】

本発明は、これらの知見に基づいて到ったものであり、本発明の課題を解決する手段、すなわち、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０５〜０．６０％を含有し、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、及びＳ：０．０１５％以下に制限され、式１および式２を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であり、冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝０．５２Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ−２Ｎｂ−０．２≦０・・・（式２）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【0011】

（２）質量％で、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．２０〜０．６０％、Ｔｉ：０．０５超０．３２％以下、を含有し、更に、質量％で、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．００２０％以下の１種または２種以上を含有し、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、及びＳ：０．０１５％以下、に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、式１’および式２’を満足し、かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であり、冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝（Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・式１’
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ＋Ｔｉ−２Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．２≦０・・・式２’
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）

【0012】

（３）前記熱処理が７００℃で１時間であることを特徴とする（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼。

【0013】

（４）更に、質量％で、Ｗ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、の１種または２種以上を含有す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。

【0014】

（５）冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を６．０以上、８．５以下とすることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。

【0015】

（６）（１）、（２）または（４）に記載の組成のステンレス鋼を、冷延板焼鈍温度を８５０℃〜１１００℃とし、その後冷延板焼鈍温度からの冷却に際し、８００〜５００℃の温度範囲において冷却速度を５℃／ｓ以上とすることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（７）（１）〜（５）のうちいずれかのフェライト系ステンレス鋼を用いたことを特徴とする排気系部材。
（８）質量％で、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０５〜０．６０％、を含有し、Ｗ：０．０１％〜０．２０％及びＳｂ：０．００１％〜０．５％の少なくとも１種を含有し、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、及びＳ：０．０１５％以下、 に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、式１および式２を満足し、かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝０．５２Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ−２Ｎｂ−０．２≦０・・・（式２）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）
（９）質量％で、Ｃｒ：１３．０〜２１．０％、Ｓｎ：０．０１〜０．３０％、Ｎｂ：０．２０〜０．６０％、Ｔｉ：０．０５超０．３２％以下、を含有し、Ｗ：０．０１％〜０．２０％及びＳｂ：０．００１％〜０．５％の少なくとも１種を含有し、更に、質量％で、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：０．３％以下、 Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．００２０％以下の１種または２種以上を含有し、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、及びＳ：０．０１５％以下、に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、式１’および式２’を満足し、かつ、６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０^４以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度が２原子％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
８≦ＣＩ＝（Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）≦２６・・・（式１’）
ＧＢＳＶ＝Ｓｎ＋Ｔｉ−２Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．２≦０・・・（式２’）
Ｌ＝（２７３＋Ｔ）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０）・・・（式３）
ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｈ）
（１０）前記熱処理が７００℃で１時間であることを特徴とする（８）又は（９）に記載のフェライト系ステンレス鋼。
（１１）更に、質量％で、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下、の１種または２種以上を含有することを特徴とする（８）〜（１０）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
（１２）冷延板焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とすることを特徴とする（８）〜（１１）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼。
（１３）（８）、（９）または（１１）に記載の組成のステンレス鋼を、冷延板焼鈍温度を８５０℃〜１１００℃とし、その後冷延板焼鈍温度からの冷却に際し、８００〜５００℃の温度範囲において冷却速度を５℃／ｓ以上とすることを特徴とする（８）〜（１２）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（１４）（８）〜（１２）のうちいずれか１項のフェライト系ステンレス鋼を用いたことを特徴とする排気系部材。

【発明の効果】

【0016】

本発明のＳｎを含有するフェライト系ステンレス鋼によれば、安定化元素Ｎｂ，Ｔｉの最適化を行っているため、高温で使用しても、靭性の劣化が小さく、しかも、耐食性にも優れるステンレス鋼板を得られる。

【図面の簡単な説明】

【0017】

【図1】本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼と比較鋼を、板厚４．０ｍｍの熱延焼鈍板ままと、熱延焼鈍板に７００℃で１時間熱処理した後で、シャルピー衝撃試験で脆性破壊を示した試験片の破面写真である。

【図2】本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼と比較鋼を、板厚４．０ｍｍの熱延焼鈍板ままと、熱延焼鈍板に７００℃で１時間保持する熱処理をした後で、Ｖノッチシャルピー衝撃試験を板厚４．０ｍｍのサブサイズ試験片で行い、測定した延性−脆性遷移温度を示したグラフである。

【図3】本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼と比較鋼を板厚４ｍｍの熱延焼鈍板とし、更に７００℃で１時間熱処理した時に、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を板厚４．０ｍｍのサブサイズ試験片で行い測定した、延性―脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）とＳｎの粒界偏析傾向を表す指標（ＧＢＳＶ）の関係を示すグラフである。

【図4】本実施形態におけるフェライト系ステンレス鋼と比較鋼を板厚４ｍｍの熱延焼鈍板とし、更に７００℃で１時間熱処理した時に、ＡＥＳで粒界破面のＳｎ濃度を測定すると共に、シャルピー衝撃試験で延性―脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定し、粒界のＳｎ濃度とＤＢＴＴの関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0018】

以下、本発明の実施の形態について説明する。まず、本実施形態のステンレス鋼板の鋼組成を限定した理由について説明する。なお、組成についての％の表記は、特に断りのない場合は、質量％を意味する。

【0019】

Ｃ：０．０１５％以下
Ｃは、成形性と耐食性、熱延板靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど好ましいので、上限を０．０１５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加をもたらすので下限は０．００１％であっても良い。また、耐食性の観点から考えると、下限を０．００２％とし、上限を０．００９％とすることが望ましい。

【0020】

Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、Ｃと同様、成形性と耐食性、熱延板靭性を劣化させるので、その含有量は少ないほど好ましいため、０．０２％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とするとよい。耐食性低下、靭性劣化の回避をより確実にするため、上限を０．０１８％とすることが好ましく、より好ましくは上限を０．０１５％とするとよい。

【0021】

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉの過度の添加は常温延性を低下させるため、上限を１．５％とする。但し、Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度や耐酸化性を改善させる元素である。脱酸効果は、Ｓｉ量の増加とともに向上し、その効果は０．０１％以上で発現し、０．０５％以上で安定するため、下限を０．０１％としても良い。なお、耐酸化性を考慮してＳｉを添加する場合、下限を０．１％とし、上限を０．７％とすることが更に望ましい。

【0022】

Ｍｎ：１．５％以下
Ｍｎの過度な添加は、γ相（オーステナイト相）の析出による熱延板靭性の低下を生じる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させるため、上限を１．５％とする。一方、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元素である。また、長時間使用中にＭｎ系酸化物が表層に形成し、スケール（酸化物）の密着性や異常酸化の抑制効果に寄与する元素でもある。このような効果を発現させるために、本発明のステンレス鋼のＭｎの含有量が０．０１％以上になるようにＭｎを添加しても良い。なお、高温延性やスケールの密着性、異常酸化の抑制を考慮すると、下限を０．１とし、上限を１．０％とすることが更に望ましい。

【0023】

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、固溶強化能の大きな元素であるが、フェライト安定化元素であり、しかも耐食性や靭性に対しても有害な元素であるため、可能な限り少ないほうが好ましい。
Ｐは、ステンレス鋼の原料であるフェロクロムに不純物として含まれる。ステンレス鋼の溶鋼から脱Ｐすることは非常に困難であるため、０．０１０％以上であってもよい。また、Ｐの含有量は、使用するフェロクロム原料の純度と量でほぼ決定される。フェロクロム原料のＰの含有量は低いほうが好ましいが、低Ｐのフェロクロムは高価であるため、材質や耐食性を大きく劣化させない範囲である０．０３５％以下とする。なお、好ましくは０．０３０％以下である。

【0024】

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性（全面腐食や孔食）を劣化させる。そのため、Ｓの含有量は可能な限り少ないほうが好ましく、耐食性に影響を与えない範囲を考慮して、上限を０．０１５％とする。また、Ｓの含有量は少ないほど耐食性は良好となるが、低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その下限は０．００１％であってもよい。なお、好ましくは下限を０．００１％とし、上限を０．００８％とすることである。

【0025】

Ｃｒ：１３．０〜２１．０％
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。１３．０％未満では、これらの効果は発現せず、一方で、２１．０％超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、下限を１３．０とし、上限を２１．０％とする。更に製造性や高温延性を考慮すると、上限を１８．０％とすることが望ましい。

【0026】

Ｓｎ：０．０１〜０．５０％
Ｓｎは、耐食性や高温強度の向上に有効な元素である。また、常温の機械的特性を大きく劣化させない効果もある。耐食性への効果は０．０１％以上で発現するため、下限は０．０１％とする。高温強度への寄与は、０．０５％以上の添加で安定して発現するため好ましい下限を０．０５％とする。一方、過度に添加すると製造性や溶接性が著しく劣化するため、上限を０．５０％とする。なお、耐酸化性等を考慮すると、下限を０．１％とすることが望ましい。また、溶接性等を考慮すると、上限を０．３％とすることが望ましい。高温使用における脆化現象の発現はＳｎを０．０５％以上含有することで顕著になるが、以下に述べるＮｂを複合添加することにより、Ｓｎ含有に起因する脆化現象を抑制することができる。また、ＤＢＴＴ（延性−脆性遷移温度）を５０℃未満にするにはＳｎの含有量の上限を０．２１％とすることが更に好ましい．

【0027】

Ｎｂ：０．０５〜０．６０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成する事でステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する効果のある元素である。この効果は、０．０５％以上で発現する。更に、Ｓｎ含有鋼における粒界脆化を抑制する効果も有することを本発明者らは知見した。耐食性向上と粒界脆化の抑制の両効果は０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とする。より確実に効果を得るために、好ましくは０．０９％以上とし、０．２％以上であればほぼ確実に効果を得ることができる。一方、過度の添加は、Ｌａｖｅｓ相の生成に起因する製造性の低下が問題になる。これらを考慮し、Ｎｂの上限を０．６０％とする。更に、薄板での溶接性や加工性の観点から、下限を０．３％とし、上限を０．５％とすることがある。また、Ｓｎ含有鋼における粒界脆化抑制効果は、ＴｉとＮｂとを複合添加する場合でも得ることができる。この場合もＮｂ添加量は０．０５％以上で効果が得られる。しかし、Ｎｂ単独添加においてもＴｉとＮｂの複合添加においても、後述するＣＩ値が所定の範囲になるよう調整する必要がある。

【0028】

ＣＩ＝（Ｔｉ＋０．５２Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）を８以上、２６以下とする。Ｔｉを含有しない場合には、ＣＩ＝０．５２Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）を８以上、２６以下とする。Ｔｉ，Ｎｂは炭窒化物を形成し、クロム炭窒化物の形成と鋭敏化による耐食性の低下を抑制する。すなわち、鋼中のＣ，Ｎ量に対応した添加量が必要である。ＣＩ値は鋼中のＣ、ＮをＴｉ，Ｎｂの炭窒化物として析出させ、鋭敏化を抑制するための指標であり、ＣＩ値が大きいほど鋭敏化が抑制される。溶接熱サイクルなどでも安定してクロム炭窒化物の析出を抑制するためには、ＣＩが８以上必要である。但し、Ｔｉ，Ｎｂを過度に添加すると、大型の介在物を形成して加工性を低下させる事になるために、ＣＩで２６以下にする。安定して耐食性、加工性を確保するためには、ＣＩを１０以上、２０以下とすることが好ましい。

【0029】

更に、本発明では、ＧＢＳＶ＝Ｓｎ＋Ｔｉ−２Ｎｂ−０．３Ｍｏ−０．２を０以下とする。Ｔｉ、Ｍｏを含有しない場合には、ＧＢＳＶ＝Ｓｎ−２Ｎｂ−０．２を０以下とする。ＧＢＳＶはＳｎの粒界偏析傾向を表す指標であり、数値が大きいほど粒界偏析が顕著になる。ＧＢＳＶを構成する元素の係数は、粒界偏析に及ぼす影響を評価したものである。Ｓｎは高温強度や耐食性には有効な元素であるが、粒界偏析により４００℃以下における材料の靭性を低下させる。一方、ＮｂやＭｏには、Ｓｎの粒界偏析を抑制する作用の他、粒界強度を高める効果もあり、Ｓｎの粒界偏析に起因する脆化を抑制する作用を有する。図３に示す様に、ＧＢＳＶの低下と共に、延性−脆性遷移温度が低くなる事、ＧＢＳＶが０以下になれば、板厚４．０ｍｍの熱延焼鈍板に於いて延性−脆性遷移温度が１５０℃以下となり、靭性が大きく改善される事が分かる。このため、ＧＢＳＶを０以下とした。

【0030】

次に、Ｓｎの粒界偏析の指標として粒界破面のＳｎ濃度（原子％）を用い、延性脆性遷移温度との関係を調べた。図４に示す様に、粒界のＳｎ濃度が２．０原子％を超えると、延性−脆性遷移温度が急激に増加しており、粒界脆化が起きやすくなることがわかった。高温使用環境においても、粒界のＳｎ濃度が２．０原子％以下にすることが、Ｓｎによる粒界脆化を抑制する上で重要である。

【0031】

ここで、高温長時間使用の場合における温度と時間を統一的に扱う指標として、通常、熱処理の評価指標として使用する式３で示すＬ値を導入した。６００〜７５０℃の温度で、式３で示すＬ値が１．９１×１０⁴以上となる熱処理を施すと、Ｔｉ添加の場合に粒界へのＳｎの偏析が顕著に認められ、粒界へのＳｎ偏析が特性（遷移温度）に悪影響を及ぼすようになることを本発明者らは知見した。また、本発明における成分組成であれば、Ｌ値が１．９１×１０⁴以上となる熱処理を施した時の粒界Ｓｎ濃度は、２原子％以下になることも、本発明者らは確認した。
なお、Ｌ値による熱処理条件の規定をより簡略化した条件として、７００℃で１時間熱処理を施した後の、粒界Ｓｎ濃度が２．０原子％以下とする事が好ましい。

【0032】

粒界のＳｎ濃度は、ＡＥＳ装置内で超高真空下にて破断し、測定する。オージェ電子は表面だけでなく、表面から数ｎｍ内部の原子からも放出されるため、この値は粒界のＳｎ濃度だけを現すものでは無い。また、装置毎に分析精度は異なっている。しかし、原理的には、劈開破面のＳｎ濃度は母材の平均Ｓｎ濃度と同じである。そこで、劈開破面で測定したＳｎ濃度が母材の平均Ｓｎ濃度になるように劈開破面のＳｎ濃度の測定値を校正することによって、粒界のＳｎ濃度を決定した。
粒界脆化を安定して低減するためには、粒界のＳｎ濃度を１．７原子％以下にする事が好ましい。また、母材のＳｎ濃度以下にする事は困難であるため、０．０２原子％を下限とする事が好ましい。

【0033】

また、本発明では、上記元素に加えて、Ｔｉ：０．３２％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｖ：０．３％以下、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．００２０％以下の１種以上を添加することが好ましい。

【0034】

Ｔｉ：０．３２％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成する事で、ステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する元素である。しかしながら、Ｎｂに較べてＳｎ含有鋼における粒界脆化を助長する効果が大きいため、Ｓｎ含有鋼に於いては、低減すべき元素である。Ｓｎの粒界偏析に対する影響は、Ｔｉの含有量が０．０５％超から現れるようになる。ただし、Ｎｂを含有する場合には、Ｔｉによる悪影響を低減できる。Ｎｂと複合添加する場合には上限を０．３２％とすれば、上記熱処理においてもＳｎの粒界濃度が２．０原子％以下となることを確認した。Ｎｂを含有する場合の好ましい上限は０．１５％である。なお、原料から不可避的不純物として混入することから過度に低減することは困難であるため、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。介在物低減による加工性向上の観点からは、下限を０．００１とし、上限を０．０３％とすることが更に好ましい。

【0035】

Ｎｉ：１．５％以下
Ｎｉは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料中に不可避的不純物として混入し、一般的に０．０３〜０．１０％の範囲で含有される。また、孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０５％以上の添加で安定して発揮されるため下限を０．０５％とすることが好ましい。更に好ましくは、下限０．１％である。
一方、多量の添加は、固溶強化による材質硬化を招くおそれがあるため、その上限を１．５％とする。なお、合金コストを考慮すると上限は１．０％が望ましい。更に望ましくは、上限は０．５％である。以上より、Ｎｉは０．１〜０．５％が好適である。
本発明においてＮｉは、Ｓｎとの相乗効果により耐食性を向上させる元素である。Ｓｎと複合添加することは有用である。更に、Ｎｉは、Ｓｎの添加に伴う加工性（伸び，ｒ値）の低下を改善する作用も持つ。Ｓｎと複合添加する場合、Ｎｉの下限を０．２とし、上限を０．４％とすることが好ましい。

【0036】

Ｃｕ：１．５％以下
Ｃｕは耐食性を向上する上で有効である。特に、すきま腐食発生後の進展速度を低減させるうえで有効である。耐食性向上のために０．１％以上含有させることが望ましい。しかしながら、過剰の添加は、加工性を劣化させる。したがって、下限を０．１とし、上限を１．５％として、Ｃｕを含有させるのが望ましい。
Ｃｕは、Ｓｎとの相乗効果により耐食性を向上させる元素である。Ｓｎと複合添加することは有用である。更に、Ｃｕは、Ｓｎの添加に伴う加工性（伸び，ｒ値）の低下を改善する作用も持つ。Ｓｎと複合添加する場合には、下限を０．１とし、上限を０．５％として、Ｃｕを含有することが好ましい。
以上より、本発明においては、ＳｎとＮｉおよび／またはＣｕを複合添加することは耐食性を向上するうえで有用である。
また、Ｃｕは、自動車の高温排気系などに代表される高温環境用部材として使用するために必要とされる高温強度を高めるために必要な元素でもある。Ｃｕは、５００〜７５０℃では主に析出強化能を発揮し、それ以上の温度に於いては固溶強化によって材料の塑性変形を抑制し、熱疲労特性を高める働きを示す。このようなＣｕの析出硬化作用や固溶強化は０．２％以上の添加により発現する。一方、過度な添加は、熱延加熱時に異常酸化を生じ表面疵の原因ともなるため、上限を１．５％とする。Ｃｕの高温強化能を活かし、安定して表面疵を抑制するためには、下限を０．５とし、上限を１．０％とすることが望ましい。

【0037】

Ｍｏ：２．０％以下
Ｍｏは、高温強度や熱疲労特性を向上させるために必要に応じて添加すれば良く、これらの効果を発揮させるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。
一方、過度の添加は、Ｌａｖｅｓ相の生成を生じさせて、熱延板靭性の低下を生じるおそれがある。これらを考慮し、Ｍｏの上限を２．０％とする。更に、生産性や製造性の観点から、下限を０．０５％とし、上限を１．５％とすることが望ましい。

【0038】

Ｖ：０．３％以下
Ｖは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料に不可避的不純物として混入し、精錬工程における除去が困難であるため、一般的に０．０１〜０．１％の範囲で含有される。また、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効果を有するため、必要に応じて、意図的な添加も行われる元素である。その効果は０．０３％以上の添加で安定して発現するため、下限を０．０３％とすることが好ましい。
一方、過剰に添加すると、析出物の粗大化を招くおそれがあり、その結果、高温強度が低下し、熱疲労寿命が低下してしまうため、上限を０．３％とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、下限を０．０３％とし、上限を０．１％とすることが望ましい。

【0039】

Ａｌ：０．３％以下
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６００〜７００℃における強度向上に有用である。その作用は０．０１％から安定して発現するため、下限を０．０１％とすることが好ましい。
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、靭性を著しく低下させるため、上限を０．３％とする。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、下限を０．０１％とし、上限を０．０７％が望ましい。

【0040】

Ｂ：０．００２０％以下
Ｂは、加工性に有害なＮの固定や、二次加工性改善に有効であり、必要に応じて０．０００３％以上で添加する。また、０．００２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、Ｂによる加工性劣化や耐食性が低下するため、０．０００３〜０．００２％で添加する。加工性や製造コストを考慮すると、下限を０．０００５％とし、上限を０．００１５％とすることが望ましい。

【0041】

Ｗ：０．２０％以下
Ｗは、高温強度の向上に有効であり、必要に応じて０．０１％以上で添加する。また、０．２０％を超えて添加すると固溶強化が大きすぎて機械的性質が低下するため、０．０１〜０．２０％で添加する。製造コストや熱延板靭性を考慮すると、下限を０．０２％とし、上限を０．１５％とすることが望ましい。

【0042】

Ｚｒ：０．２０％以下
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１％以上で添加する。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなるため、０．０１〜０．２０％で添加する。Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素でありため製造コストを考慮すると、下限を０．０２％とし、上限を０．０５％とすることが望ましい。

【0043】

Ｓｂ：０．５％以下
Ｓｂは、耐硫酸性の向上に有効であり、必要に応じて０．００１％以上で添加する。また、０．５％を超えて添加してもその効果は飽和し、Ｓｂの粒界偏析による脆化を生じるため、０．００１〜０．２０％で添加する。加工性や製造コストを考慮すると、下限を０．００２％とし、上限を０．０５％とすることが望ましい。

【0044】

Ｃｏ：０．５％以下
Ｃｏは、耐摩耗性の向上や高温強度の向上に有効であり、必要に応じて０．０１％以上で添加する。また、０．５％を超えて添加してもその効果は飽和し、固溶強化による機械的性質の劣化を生じるため、０．０１〜０．５％で添加する。製造コストや高温強度の安定性の点から、下限を０．０５％とし、上限を０．２０％とすることが望ましい。

【0045】

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、製鋼工程における重要な脱硫元素であり、脱酸素効果も有するため、必要に応じて０．０００３％以上で添加する。また、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和し、Ｃａの粒化物に起因する耐食性の低下や、酸化物に起因する加工性劣化を生じるため、０．０００３〜０．０１％で添加する。スラグ処理等の製造性を考慮すると、下限を０．０００５％とし、上限を０．００１５％とすることが望ましい。

【0046】

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、製鋼工程における凝固組織の微細化に有効な元素であり、必要に応じて０．０００３％以上で添加する。また、０．０１％を超えて添加してもその効果は飽和し、Ｍｇの硫化物や酸化物に起因する耐食性の低下を生じ易くなるため、０．０００３〜０．０１％で添加する。製鋼工程におけるＭｇ添加はＭｇの酸化燃焼が激しく歩留まりが低くなりコストの増加が大きいことを考慮すると、下限を０．０００５％とし、上限を０．００１５％とすることが望ましい。

【0047】

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて０．００１％以上で添加する。また、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、０．００１〜０．１％で添加する。製品の加工性や製造コストを考慮すると、下限を０．００２％とし、上限を０．０５％とすることが望ましい。

【0048】

冷延焼鈍後の結晶粒度番号を５．０以上、９．０以下とする。
Ｓｎ添加鋼を高温環境にさらした場合、ＧＢＳＶ値による成分制御を行っても、靭性の低下は皆無にはならないことが考えられる。その場合、Ｓｎが偏析する粒界の面積を増やす事で粒界脆化の緩和が可能である。そのためには結晶粒径番号を５以上にすることが必要である。但し、結晶粒度番号を大きくしすぎると細粒化により機械的性質が低延性で高強度になるため、５．０以上、９．０以下にする。深絞り性向上を支配するランクフォード値の最適化や加工時の肌荒れ低減等を考慮すると、６．０以上８．５以下にすることが望ましい。

【0049】

また、Ｓｎ添加鋼を高温環境で使用しなくても製造工程でＳｎが粒界偏析すれば薄板製品の靭性低下原因となるため、冷延板焼鈍後は冷却速度を速めて粒界偏析を抑制する事が必要である。冷延板焼鈍温度はＳｎの粒界偏析が起きにくい８５０℃以上とし、結晶粒径の粗大化が起こりにくい１１００℃以下とし、冷却時はＳｎの粒界偏析が短時間で進む８００〜６００℃の温度範囲において５℃/ｓ以上の冷却速度とすることが望ましい。

【0050】

（実施例１）
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

【0051】

本実施例では、まず、表１−１及び表１−２に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造した。このスラブを１１９０℃に加熱後、仕上げ温度を８００〜９５０℃の範囲内として、板厚４ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板とした。なお、表１−１及び表１−２において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。熱延鋼板は気水冷却により、５００℃まで冷却した後、コイル状に巻き取った。

【0052】

表１−１及び表１−２において、Ｔｉ、Ｍｏを含有しない本発明例及び比較例は、Ｔｉ、Ｍｏの含有量が「−」の符号で示されている。また、表１−１及び表１−２において、Ｔｉ、Ｍｏを含有しない本発明例及び比較例のＣＩ及びＧＢＳＶのそれぞれの値は、前述の式１及び式２に基づいてそれぞれ算出した。また、Ｔｉ、Ｍｏを含有する本発明例及び比較例のＣＩ及びＧＢＳＶのそれぞれの値は前述の式１’及び式２’に基づいてそれぞれ算出した。

【0053】

引き続き、熱延コイルを９００〜１１００℃で焼鈍し、常温まで冷却した。この時、８００〜５５０℃の範囲の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とした。続いて、熱延焼鈍板を酸洗し、冷間圧延して板厚１．５ｍｍの薄板とした後、冷延板の焼鈍と酸洗を行って、薄板製品とした。表１−１のＮｏ．１〜５、７、９〜１４、１６、１８〜２１、２８〜３１、３４は本発明例、表１−１のＮｏ．２−２、６、８、１５、１７、２２〜２７、３２〜３３−２は参考例、表１−２のＮｏ．３５〜５６は比較例である。

【0054】

このようにして得られた熱延焼鈍板に対して、７００℃で１時間の熱処理（Ｌ値：１９４６０）を行った後、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行い、延性−脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）を測定した。その測定結果を表２−１及び表２−２に示す。尚、本実施例における試験片は、熱延焼鈍板の板厚ままのサブサイズ試験片であるため、吸収エネルギーを断面積（単位ｃｍ²）で割ることにより、各実施例における熱延焼鈍板の靭性を比較し評価した。なお、靭性の評価基準は、延性―脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が１５０℃以下を良好とした。

【0055】

また、熱延焼鈍板より、オージェ電子分光分析法（ＡＥＳ）用に１４×４×４ｍｍの試験片を作成した。試験片の長手方向中央部に、深さが１ｍｍ、幅が０．２ｍｍのノッチを入れた。ＡＥＳ装置内で超高真空化に於いて、液体窒素で冷却し、衝撃を加えて破断させ、粒界破面のＳｎ濃度を測定した。その測定結果を「粒界Sn濃度(at%)」として表２−１及び２−２に示す。ＡＥＳ装置は、ＳＡＭ−６７０（ＰＨＩ社製、ＦＥ型）を使用した。ビームサイズは０．０５μｍとした。濃度の校正は、劈開破面における分析値が、母材の濃度と同じになる様にして行った。オージェ電子は、粒界破面の最表面だけでなく数ｎｍ深さからまで放出されるため、この方法では、正確な粒界のＳｎ濃度では無いが、一般的な測定値として、この手法を用い、２原子％（ａｔ％）以下を良好とした。

【0056】

更に、熱延焼鈍板を１．５ｍｍまで冷間圧延し、８４０〜９８０℃で１００秒の焼鈍後酸洗し、冷延焼鈍板にＭｉｇビードオンプレート溶接を行い、ＪＩＳ Ｇ ０５７５に規定されるステンレス鋼の硫酸・硫酸銅腐食試験を行って、溶接ＨＡＺ部の鋭敏化有無を調査した。但し、硫酸濃度は０．５％とし、試験時間は２４時間とした。粒界腐食が認められたものは、耐食性不合格とした。その評価結果を「改良ストラウス試験」として表２−１及び２−２に示す。

【0057】

また、冷延焼鈍酸洗板の表面を＃６００研磨仕上げとした後、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に規定される塩水噴霧試験方法を２４時間行い、錆びの有無を確認して、さびが認められたものを不合格とした。評価結果を「塩水噴霧試験」として表２−１及び表２−２に示した。

【0058】

また、熱延焼鈍板の熱処理条件を変えて、表２−１及び表２−２に記載された項目と同様の試験を行った結果を表３に示した。表３に示す一部の鋼に対しては、乾湿繰り返し試験により評価した。試験溶液は硝酸イオンＮＯ₃^-：１００ｐｐｍ、硫酸イオンＳＯ₄^2-：１０ｐｐｍ、塩化物イオンＣｌ^-：１０ｐｐｍ、ｐＨ＝２．５とした。外径１５ｍｍ、高さ１００ｍｍ、厚さ０．８ｍｍの試験管に試験溶液を１０ｍｌ満たし、ここに１ｔ×１５×１００ｍｍに切断し、全面を＃６００エメリー紙にて湿式研磨処理した各種ステンレス鋼を半浸漬させた。この試験管を８０℃の温浴に入れ、２４時間経過後に完全に乾燥したサンプルを軽く蒸留水で洗浄後、新たに洗浄した試験管に試験溶液を再度満たしてサンプルを再び半浸漬し、８０℃で２４時間保持することを１４サイクル行った。

【0059】

また、冷延焼鈍板の焼鈍条件を変えて１．５ｍｍの薄板製品とし、６００℃で１週間の時効処理を行った後、板厚ままのＶノッチシャルピー衝撃試験を行った結果を表４に示した。この時、延性−脆性遷移温度が−２０℃以下になる条件を合格とした。

【0060】

【表1-1】

【0061】

【表1-2】

【0062】

【表2-1】

【0063】

【表2-2】

【0064】

【表3】

【0065】

【表4】

【0066】

表１−１、表１−２，表２−１，表２−２、表３から明らかなように、本発明を適用した成分組成、粒界Ｓｎ濃度の鋼では、熱延焼鈍板で評価した延性―脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が低く、冷延焼鈍板で評価した耐食性は良好であり、引張試験で評価した全伸びも３０％以上であり良好であった。また、表面疵も認められなかった。一方、本発明から外れる比較例では、シャルピー衝撃値（吸収エネルギー）、耐食性、材質、表面疵の何れかが、１つ以上不合格であった。これにより、比較例におけるフェライト系ステンレス鋼の耐熱性、耐食性が劣る事が分かる。

【0067】

具体的には、Ｎｏ．３５、３９〜４１、４３、４４、４６、４９、５０は、ＧＢＳＶが０より大きく、７００℃で１時間熱処理後の粒界Ｓｎ偏析量が、ＡＥＳ測定で２ａｔ％より大きくなっており、延性−脆性遷移温度が１５０℃超となっている様に、低靭性であった。Ｎｏ．４３〜４５、４７〜４９はＣＩ値が８未満であるため、改良ストラウス試験で評価した耐粒界腐食性、塩水噴霧試験で評価した耐銹性が不良であった。Ｎｏ．３６、３７、３８、５２，５３，５１は、それぞれＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏが高く、固溶強化によって伸びが低下するため、機械的性質が不良であった。Ｎｏ．３９はＳが高いため、Ｎｏ．４０はＣｒが低く、Ｎｏ．４２はＳｎが低く、Ｎｏ．５５はＢが高いため、塩水噴霧試験で評価した耐食性が不良であった。また、Ｎｏ．４２はＳｎが低いため、ＧＢＳＶが０より大きくても靭性が良好であった。Ｎｏ．４５はＮｂが高く、Ｎｏ．４７，４５，５０はＴｉ、Ｎｏ．５４はＶが高いため大型介在物起因の疵が発生し、品質不良と判断された。Ｎｏ．４１はＣｒ、Ｎｏ．５６はＡｌが高く、熱延疵が発生したため、品質不良と判断された。

【0068】

表３の記号ａ１〜ａ３はＬ値が１．９１×１０⁴以上となる熱処理を施した後の、粒界Ｓｎ濃度が、いずれも２原子％以上のために、ＤＢＴＴが１５０℃を超えており、靭性が不良であった。また、ａ４の様に、Ｌ値が１．９１×１０⁴未満の場合は、粒界にＳｎが偏析しないため、ＤＢＴＴが８０℃と低いが、Ｌ値が大きくなると、Ｓｎが粒界偏析し、ＤＢＴＴが高くなる事から、Ｌ値を１．９１×１０⁴以上で、粒界のＳｎ偏析を評価しなければならない事が確認された。
また、本発明範囲の鋼は、いずれも最大腐食深さは５０μｍ以下となった。なお，本発明範囲のＮｉやＣｕを含有する鋼の場合には、最大腐食深さが２０μｍ以下と、耐食性にきわめて優れる結果を示した。

【0069】

また、表４から明らかなように、本発明を適用した成分組成、冷延焼鈍後の結晶粒度番号、冷延板焼鈍温度、冷却速度を適用した薄板は、延性−脆性遷移温度が低く良好な靭性を示した。

【0070】

一方、記号ｂ1は、冷延板焼鈍温度が１１００℃以上であり、ＪＩＳＧ０５５１に規定される鋼-結晶粒度の顕微鏡試験方法で規定される結晶粒度番号が５．０未満になったため、８００〜５００℃における冷却速度が２０℃/ｓであったが、延性−脆性遷移温度が高かった。記号ｂ2は冷延板焼鈍温度が８５０℃未満であり、結晶粒度番号が９．０超であったため、機械的性質が不良であった。また、ｂ3、ｂ6は８００〜５００における冷却速度が５℃/ｓ未満であったため、焼鈍温度は適正で結晶粒度番号も８．０と適正であったが、延性−脆性遷移温度が高かった。更に、b4、b5は比較例成分であったため、冷延板焼鈍温度、冷却速度、結晶粒度番号は適正範囲であったが、延性−脆性遷移温度が高かった。

【0071】

これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び校正を限定する根拠を裏付ける事ができた。

【産業上の利用可能性】

【0072】

以上の説明から明らかなように、本発明のＳｎを含有するフェライト系ステンレス鋼によれば、安定化元素Ｎｂ，Ｔｉの最適化を行っているため、高温で使用しても、靭性の劣化が小さく、しかも、薄板の耐食性にも優れるステンレス鋼板を製造可能になる。また、本発明を適用した材料を、特に自動車、二輪車の排気系部材に適用する事により、部品の寿命を長くする事が出来るようになり、社会的寄与度を高める事が出来る。つまりは、本発明は、産業上の利用可能性を十分に有する。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】