JP5343558B2 - 析出強化型フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車や二輪車のエキゾーストマニホールドや排気管、コンバータケース等の排気系部材のように、繰り返しの熱サイクルを受ける環境下で使用される部材に用いられるフェライト系ステンレス鋼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や排気パイプ、コンバータケース、マフラー等に代表される排気系環境下で使用される部材には、熱疲労特性や高温疲労特性および耐酸化性（以降、これらの特性を総称して「耐熱性」ともいう。）に優れていることが要求される。そのため、このような用途には、ＮｂとＳｉを添加したＴｙｐｅ４２９（１４Ｃｒ−０．９Ｓｉ−０．４Ｎｂ系）鋼のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。しかし、エンジン性能の向上に伴って、排ガス温度が上昇し、現状より高温の９００℃程度まで上昇してくると、Ｔｙｐｅ４２９鋼では、熱疲労特性が不足してくるおそれがある。
この問題に対しては、ＮｂとＭｏを複合添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、例えば、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９Ｃｒ−２Ｍｏ−０．５Ｎｂ）鋼や、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗを複合添加した特許文献１に記載のフェライト系ステンレス鋼などが開発されている。
特開２００４−０１８９２１号公報
しかしながら、ＳＵＳ４４４は、添加するＭｏが希少金属で高価であるため原料コストが高く、さらに価格変動も大きいという問題がある。また、Ｔｙｐｅ４２９は、Ｎｂの添加によって、使用初期における高温強度は十分に高めることができるが、高温での長時間の使用に伴い、添加されたＮｂが炭窒化物あるいはＬａｖｅｓ相として析出し、粗大化するため、使用時間の経過とともに鋼の強度が低下してしまい、十分な熱疲労特性が得られないという問題がある。
そこで、本発明の目的は、安価な添加元素を用いて、高温での長時間の使用によっても熱疲労特性が低下することのないフェライト系ステンレス鋼を提供するとともに、その製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題を解決するべく、フェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性に及ぼす析出物の影響について鋭意検討を重ねた。その結果、フェライト系ステンレス鋼の高温使用時における熱疲労特性の劣化を防止するには、使用時に受ける熱サイクルに対して熱的安定性が高いＶ炭窒化物を微細に分散析出させて、析出強化を図ることが有効であること、また、そのためには、鋼製造の仕上焼鈍時に冷却速度を大きくし、Ｖを鋼中に固溶状態としておき、高温使用時に微細に析出させてやることが有効であることを見出し、本発明を完成させるに至った。
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、使用開始時にはＶが固溶状態にあることを特徴とする析出強化型フェライト系ステンレス鋼である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、６００〜７００℃の温度で析出するＶ炭窒化物が長径１００ｎｍ以下であることを特徴とする。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼における上記Ｖ炭窒化物は、析出密度が１００個／μｍ２以上であることを特徴とする。
また、本発明は、Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を製造するに当たり、１０００〜１２００℃の温度で焼鈍後、上記焼鈍温度から５００℃までの範囲を４０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することにより、Ｖを固溶させた状態のまま、室温まで冷却する仕上焼鈍を施すことを特徴とする析出強化型フェライト系ステンレス鋼の製造方法を提案する。
本発明によれば、高温で長時間の使用によっても安定して高い熱疲労特性を維持することが可能なフェライト系ステンレス鋼を提供することができる。したがって、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、自動車や二輪車のエキゾーストマニホールドや排気管、コンバータケース等の排気系部材、火力発電プラントの排気ダクト、熱交換器および燃料電池関連部材などに好適に用いることができる。
本発明の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。
Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。また、高温での使用時にＶと結合して炭化物として析出し、高温強度を高める元素でもある。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靱性および成形性の低下が大きくなる。また、使用中に鋼中に析出する炭化物の粗大化を促進してしまう。よって、Ｃは０．０２０ｍａｓｓ％以下とする。成形性を高める観点からは、Ｃは低いほど望ましく、０．００８ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素である。また、高温での使用時にＶと結合して炭化物として析出し、高温強度を高める元素でもある。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、靱性および成形性の低下が大きくなる。また、使用中に鋼中に析出する炭化物の粗大化を促進してしまう。よって、Ｃは０．０２０ｍａｓｓ％以下とする。成形性を高める観点からは、Ｃは低いほど望ましく、０．００８ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。
Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、耐酸化性を向上するのに有効な元素であるが、過剰な添加は鋼の靭性を低下させる。よって、本発明では、Ｓｉは１．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉは、耐酸化性を向上するのに有効な元素であるが、過剰な添加は鋼の靭性を低下させる。よって、本発明では、Ｓｉは１．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、脱酸剤としての作用を有するとともに、酸化皮膜の密着性を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると、粗大なＭｎＳを形成して、成形性や耐食性を低下させる。よって、本発明では、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｍｎは、脱酸剤としての作用を有するとともに、酸化皮膜の密着性を向上させる元素である。しかし、過剰に添加すると、粗大なＭｎＳを形成して、成形性や耐食性を低下させる。よって、本発明では、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．０６０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼の成形性や靱性を低下させる有害元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、脱Ｐコストを抑える観点から、Ｐは０．０６０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、鋼の成形性や靱性を低下させる有害元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、脱Ｐコストを抑える観点から、Ｐは０．０６０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．００８ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼の耐食性を低下させる有害元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、脱Ｓコストを抑える観点から、Ｓは０．００８ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、鋼の耐食性を低下させる有害元素であり、できるだけ低減するのが望ましい。しかし、脱Ｓコストを抑える観点から、Ｓは０．００８ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｃｒ：１２．０〜３０．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは、鋼の耐酸化性や耐食性を向上させるのに極めて有効な元素であり、このような効果を得るためには１２．０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると、鋼の靱性を低下させるので、３０．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは１４〜２０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｒは、鋼の耐酸化性や耐食性を向上させるのに極めて有効な元素であり、このような効果を得るためには１２．０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると、鋼の靱性を低下させるので、３０．０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは１４〜２０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｉ：１．００ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の靱性を向上させる元素である。しかし、過剰な添加は、原料コストの増大を招くので、１．００ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１〜０．８０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｉは、鋼の靱性を向上させる元素である。しかし、過剰な添加は、原料コストの増大を招くので、１．００ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１〜０．８０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより、鋼の成形性や耐食性等を向上させる元素である。また、鋼に固溶することにより、高温強度を高める効果も有する。しかし、高温に曝されると、Ｌａｖｅｓ相として析出して粗大化し、鋼を著しく軟化させてしまうだけでなく、本発明において重要な役割を担うＶＮの析出の妨げともなるため、０．２０ｍａｓｓ％を上限とする。
Ｎｂは、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより、鋼の成形性や耐食性等を向上させる元素である。また、鋼に固溶することにより、高温強度を高める効果も有する。しかし、高温に曝されると、Ｌａｖｅｓ相として析出して粗大化し、鋼を著しく軟化させてしまうだけでなく、本発明において重要な役割を担うＶＮの析出の妨げともなるため、０．２０ｍａｓｓ％を上限とする。
Ｎ：０．０２０〜０．０５０ｍａｓｓ％
Ｎは、Ｃと同様に、鋼の強度を増加させるだけでなく、高温での使用時にＶと結合してＶＮとして析出し、高温強度を高める効果がある。このＶＮは、母相との整合性が高く、極めて安定であるため、安定して高い高温強度を確保することができる。この効果を得るためには、０．０２０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると、ＶＮが粗大化してしまうため、上限を０．０５０ｍａｓｓ％とする。
Ｎは、Ｃと同様に、鋼の強度を増加させるだけでなく、高温での使用時にＶと結合してＶＮとして析出し、高温強度を高める効果がある。このＶＮは、母相との整合性が高く、極めて安定であるため、安定して高い高温強度を確保することができる。この効果を得るためには、０．０２０ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると、ＶＮが粗大化してしまうため、上限を０．０５０ｍａｓｓ％とする。
Ｖ：０．２〜０．６ｍａｓｓ％
Ｖは、高温での使用時にＣ，Ｎと炭窒化物を形成して微細に析出し、０．２％耐力などの高温強度を高める効果があり、本発明においては極めて重要な元素である。この微細に析出したＶＮは、母相との整合性が極めて高く、粗大化しにくいため、長時間に亘って高温強度を維持することができる。この効果を得るためには、０．２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は、鋼を脆化させるのみならず、ＶＮの粗大化を促進してしまうため、上限を０．６ｍａｓｓ％とする。
Ｖは、高温での使用時にＣ，Ｎと炭窒化物を形成して微細に析出し、０．２％耐力などの高温強度を高める効果があり、本発明においては極めて重要な元素である。この微細に析出したＶＮは、母相との整合性が極めて高く、粗大化しにくいため、長時間に亘って高温強度を維持することができる。この効果を得るためには、０．２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は、鋼を脆化させるのみならず、ＶＮの粗大化を促進してしまうため、上限を０．６ｍａｓｓ％とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を害さない範囲であれば、他の成分の含有を拒むものではなく、例えば、Ａｌ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．２ｍａｓｓ％以下の範囲であれば許容することができる。
次に、本発明の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。
本発明の鋼の製造条件は、後述する仕上焼鈍以外は、特に限定されるものではなく、Ｃｒ含有鋼の一般的な製造方法であれば好適に用いることができる。例えば、上記の適正な成分組成に調整した溶鋼を、転炉や電気炉等の溶製炉さらには取鋼精錬、真空精錬等の２次精錬を経て溶製した後、連続鋳造方法または造塊・分塊法でスラブとし、その後、そのスラブを、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程を順次経て、冷延焼鈍板とする製造方法を採用することができる。なお、上記工程における冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよく、また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は繰り返して行ってもよい。さらに、熱延板焼鈍工程は省略してもよい。また、熱間圧延後、後述する仕上焼鈍条件に準じた条件で熱延板焼鈍し、使用に供することも可能である。
本発明の鋼の製造条件は、後述する仕上焼鈍以外は、特に限定されるものではなく、Ｃｒ含有鋼の一般的な製造方法であれば好適に用いることができる。例えば、上記の適正な成分組成に調整した溶鋼を、転炉や電気炉等の溶製炉さらには取鋼精錬、真空精錬等の２次精錬を経て溶製した後、連続鋳造方法または造塊・分塊法でスラブとし、その後、そのスラブを、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程を順次経て、冷延焼鈍板とする製造方法を採用することができる。なお、上記工程における冷間圧延は、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよく、また、冷間圧延、仕上焼鈍、酸洗の各工程は繰り返して行ってもよい。さらに、熱延板焼鈍工程は省略してもよい。また、熱間圧延後、後述する仕上焼鈍条件に準じた条件で熱延板焼鈍し、使用に供することも可能である。
上記フェライト系ステンレス鋼が、本発明が所期した効果を奏するためには、上記製造工程における仕上焼鈍は、以下の条件を満たすことが必要である。
仕上焼鈍温度：１０００〜１２００℃
本発明のフェライト系ステンレス鋼が、高温での使用時に、Ｖの炭窒化物を微細に析出し、高温強度ひいては熱疲労特性を改善する効果を奏するためには、使用前の状態において、Ｖを十分に固溶させた状態にしておく必要がある。そのためには、最終の仕上焼鈍温度を１０００℃以上とする必要がある。一方、１２００℃を越える温度での焼鈍は、焼鈍すること自体が難しくなるので、上限は１２００℃とする。好ましくは、１０２０〜１１７０℃の範囲である。
仕上焼鈍温度：１０００〜１２００℃
本発明のフェライト系ステンレス鋼が、高温での使用時に、Ｖの炭窒化物を微細に析出し、高温強度ひいては熱疲労特性を改善する効果を奏するためには、使用前の状態において、Ｖを十分に固溶させた状態にしておく必要がある。そのためには、最終の仕上焼鈍温度を１０００℃以上とする必要がある。一方、１２００℃を越える温度での焼鈍は、焼鈍すること自体が難しくなるので、上限は１２００℃とする。好ましくは、１０２０〜１１７０℃の範囲である。
仕上焼鈍後の冷却速度：４０℃／ｓｅｃ以上
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、仕上焼鈍後、Ｖを固溶させた状態のまま、室温まで冷却する必要がある。そのためには、仕上焼鈍温度から５００℃までの範囲を４０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却してやることが必要である。４０℃／ｓｅｃ未満では、冷却中に粗大なＶの炭窒化物が析出するため、本発明の効果を得ることができなくなる。なお、冷却速度の上限は特に制限はないが、鋼板の形状確保や安定操業の観点から、上限は６０℃／ｓｅｃ程度に抑えるのが好ましい。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、仕上焼鈍後、Ｖを固溶させた状態のまま、室温まで冷却する必要がある。そのためには、仕上焼鈍温度から５００℃までの範囲を４０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却してやることが必要である。４０℃／ｓｅｃ未満では、冷却中に粗大なＶの炭窒化物が析出するため、本発明の効果を得ることができなくなる。なお、冷却速度の上限は特に制限はないが、鋼板の形状確保や安定操業の観点から、上限は６０℃／ｓｅｃ程度に抑えるのが好ましい。
なお、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、熱延鋼板、冷延鋼板に用いて好適でるが、上記の仕上焼鈍条件を満たして製造すれば、棒鋼や線材等の鋼材としても用いることができる。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼におけるＶ炭窒化物の析出物について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、高温で使用開始する前の状態では、Ｖが鋼中に固溶していることが必要である。高温での使用開始時に鋼中のＶが析出していると、Ｖ炭窒化物の微細析出による析出強化機能が既に失われているため、高温使用時における析出強化効果が十分に得られないからである。そして、固溶状態にあると、成形加工も容易となる。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、高温で使用開始する前の状態では、Ｖが鋼中に固溶していることが必要である。高温での使用開始時に鋼中のＶが析出していると、Ｖ炭窒化物の微細析出による析出強化機能が既に失われているため、高温使用時における析出強化効果が十分に得られないからである。そして、固溶状態にあると、成形加工も容易となる。
一方、高温での使用時に、６００〜７００℃の温度で鋼中に析出するＶ炭窒化物は、長径が１００ｎｍ以下のものであるのが好ましい。長径が１００ｎｍを超えるような大きく成長した析出物では、析出強化機能が十分に得られないからである。好ましくは２０ｎｍ以下である。また、上記長径１００ｎｍ以下のＶ炭窒化物は、析出密度が１００個／μｍ２以上であることが好ましい。析出密度が１００個／μｍ２未満では、十分な析出強化効果が得られないからである。
なお、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、使用開始時においては、Ｖが鋼中に完全に固溶しているのが最も好ましいが、長径が１００ｎｍ以下の大きさとして析出しているのであれば、使用開始時にある程度の量が析出していても構わない。ただし、Ｖ炭窒化物が析出したフェライト系ステンレス鋼は、使用中の析出強化能が低下すること、強度が高く、加工するのが難しくなることから、析出量はできる限り少量に抑えるのが好ましい。
表１に示したＡ，Ｂ２種類の成分組成を有する鋼塊を真空溶解炉で実験室的に溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とし、得られた鋼塊を鍛造して３５ｍｍ×３５ｍｍの角材とした。次いで、これらの角材に、１０２０℃の温度で焼鈍後、冷却速度：４５℃／ｓｅｃで水冷するあるいは冷却速度：１０℃／ｓｅｃで空冷する仕上焼鈍を施した。
その後、上記仕上焼鈍後の角材から、図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、この熱疲労試験片を用いて、図２に示した、拘束率０．８で２００℃／８００℃間を昇温・降温させて加熱冷却を繰り返す熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。なお、熱疲労試験における昇温・降温速度は５℃／ｓとし、８００℃の保持時間は６０ｓｅｃ、２００℃の保持時間は０ｓｅｃとした。また、熱疲労寿命は、２００℃において検出された荷重が、初期の８０％を下回ったサイクル数とした。
その後、上記仕上焼鈍後の角材から、図１に示した形状、寸法の熱疲労試験片を作製し、この熱疲労試験片を用いて、図２に示した、拘束率０．８で２００℃／８００℃間を昇温・降温させて加熱冷却を繰り返す熱疲労試験に供して熱疲労寿命を測定した。なお、熱疲労試験における昇温・降温速度は５℃／ｓとし、８００℃の保持時間は６０ｓｅｃ、２００℃の保持時間は０ｓｅｃとした。また、熱疲労寿命は、２００℃において検出された荷重が、初期の８０％を下回ったサイクル数とした。
上記試験の結果を、表１中に併記して示した。この結果から、成分組成が本発明の範囲にあり、かつ仕上焼鈍において４５℃／ｓｅｃで水冷したＮｏ．１の鋼は、４７０回の熱疲労寿命を示しているのに対して、本発明の成分組成を満たさないかあるいは、仕上焼鈍において１０℃／ｓｅｃで空冷したＮｏ．２〜４の鋼は、Ｎｏ．１の鋼の１／２程度の熱疲労寿命しか得られていないことがわかる。
また、図３および図４は、Ｎｏ．１および２の鋼に１００サイクルの熱疲労試験を付与後、鋼中の析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した結果を示したものである。水冷材であるＮｏ．１の鋼（発明例）では、長径が１００ｎｍ以下のＶ炭窒化物が微細に析出しているのに対し、空冷材であるＮｏ．２の鋼（比較例）では、長径が１００ｎｍを超える粗大な析出物しか観察されていない。
本発明の技術は、自動車や二輪車のエキゾーストマニホールドや排気管、コンバータケース等の排気系部材に限定されるものではなく、例えば、火力発電プラントの排気ダクト、熱交換器および燃料電池関連部材などのように、繰り返しの熱サイクルを受ける環境下で使用される部材にも適用することができる。
Claims (4)
- Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、使用開始時にはＶが固溶状態にあることを特徴とする析出強化型フェライト系ステンレス鋼。
- ６００〜７００℃の温度で析出するＶ炭窒化物が、長径１００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の析出強化型フェライト系ステンレス鋼。
- 上記Ｖ炭窒化物は、析出密度が１００個／μｍ２以上であることを特徴とする請求項２に記載の析出強化型フェライト系ステンレス鋼。
- Ｃ：０．０２０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０６０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：１２．０〜３０．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０２０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２〜０．６ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を製造するに当たり、１０００〜１２００℃の温度で焼鈍後、上記焼鈍温度から５００℃までの範囲を４０℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却することにより、Ｖを固溶させた状態のまま、室温まで冷却する仕上焼鈍を施すことを特徴とする析出強化型フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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