JP5904306B2 - フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、その製造方法およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、Cr含有鋼に係り、特に自動車やオートバイの排気管やコンバータケース、火力発電プラントの排気ダクト等の高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた耐酸化性と高温疲労特性を兼ね備えたフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法、さらにそのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られるフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板に関する。
自動車のエキゾーストマニフォールドや排気管、コンバータケース等の高温で使用される排気系部材はエンジンの始動および停止のたびに加熱および冷却されて、熱膨張および熱収縮を繰り返す。その際、排気系部材は周辺の部品で拘束されているため、熱膨張および熱収縮が制限されてその素材に熱歪が発生する。この熱歪により熱疲労が生じる。また、エンジン運転時に高温で保持された時に振動により高温疲労が生じる。このため、これらの部材の素材には、優れた耐酸化性とともに優れた熱疲労特性および高温疲労特性（以下、これら３つの特性をまとめて「耐熱性」と呼ぶ。）が求められる。
耐熱性が求められる排気系部材に用いられる素材としては、現在、NbとSiを添加したType429（14質量％Cr-0.9質量％Si-0.4質量％Nb）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い、排ガス温度が900℃を超えるような温度まで上昇してくると、Type429では要求特性、特に熱疲労特性や高温疲労特性を十分に満たすことができなくなってきている。
上記問題に対応できる素材として、例えば、Nbに加えてMoを添加して高温耐力を向上させたCr含有鋼や、JIS G 4305に規定されるSUS444（19質量％Cr-0.5質量％Nb-2質量％Mo）、或いは、特許文献１に提案されているようにNb、MoおよびWを添加したフェライト系ステンレス鋼等が開発されている。特に、SUS444や特許文献１に提案されているようなフェライト系ステンレス鋼は、耐熱性および耐食性等の諸特性に優れることから、高温下で使用される排気系部材の素材として広く使用されている。しかし、昨今におけるMoやW等の希少金属の異常な価格の高騰や変動を契機として、安価な原料を用いて且つMoやWを添加したCr含有鋼と同等の耐熱性を有する材料の開発が要望されるようになってきている。
このような要望に対し、高価なMoやWを用いずにフェライト系ステンレス鋼の耐熱性向上を図る技術が数多く提案されている。
例えば、特許文献２には、10〜20質量％Cr鋼に、Nb：0.50質量％以下、Cu：0.8〜2.0質量％、V：0.03〜0.20質量％を添加した自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献２には、VおよびCuの複合添加により、フェライト系ステンレス鋼の900℃以下での高温強度、加工性および低温靱性が改善され、NbおよびMo添加鋼と同レベルが得られると記載されている。
例えば、特許文献２には、10〜20質量％Cr鋼に、Nb：0.50質量％以下、Cu：0.8〜2.0質量％、V：0.03〜0.20質量％を添加した自動車排ガス流路部材用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献２には、VおよびCuの複合添加により、フェライト系ステンレス鋼の900℃以下での高温強度、加工性および低温靱性が改善され、NbおよびMo添加鋼と同レベルが得られると記載されている。
また、特許文献３には、10〜20質量％Cr鋼に、Ti：0.05〜0.30質量％、Nb：0.10〜0.60質量％、Cu：0.8〜2.0質量％、B：0.0005〜0.02質量％を添加し、長径0.5μm以上のε-Cu相（Cuの析出物）が10個/25μm2以下に調整された組織を有するフェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献３には、ε-Cu相の存在形態をある特定の状態にしておくことにより、フェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性が改善すると記載されている。
更に、特許文献４には、15〜25質量％Cr鋼に、Cu：1〜3質量％を添加した自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献４には、所定量のCuを添加することにより、中温度域（600〜750℃）ではCuによる析出強化、高温度域ではCuによる固溶強化が得られ、フェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性が向上すると記載されている。
更に、特許文献４には、15〜25質量％Cr鋼に、Cu：1〜3質量％を添加した自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献４には、所定量のCuを添加することにより、中温度域（600〜750℃）ではCuによる析出強化、高温度域ではCuによる固溶強化が得られ、フェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性が向上すると記載されている。
特許文献２〜４に提案された技術は、Cuを添加してフェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性を向上させることを特徴としている。しかし、Cuを添加した場合には、フェライト系ステンレス鋼の熱疲労特性は向上するものの、耐酸化性が著しく低下する。すなわち、Cuを添加してフェライト系ステンレス鋼の耐熱性を改善しようとした場合には、熱疲労特性は向上するものの、鋼自身の耐酸化性が却って低下するため、総合的に見ると耐熱性が低下する。
一方、Alを積極的に添加することによって、フェライト系ステンレス鋼の耐熱性向上を図る技術も提案されている。
例えば、特許文献５には、13〜25質量％Cr鋼に、固溶強化元素であるAlを0.2〜2.5質量％添加し、更にNb：0.5超〜1.0質量％、Ti：3×（［%C］＋［%N］）〜0.25質量％（［%C］、［%N］はそれぞれ、質量％で表したC、Nの含有量。）を添加した自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献５には、所定量のAl、NbおよびTiを添加することにより、フェライト系ステンレス鋼の耐熱疲労性が向上すると記載されている。
例えば、特許文献５には、13〜25質量％Cr鋼に、固溶強化元素であるAlを0.2〜2.5質量％添加し、更にNb：0.5超〜1.0質量％、Ti：3×（［%C］＋［%N］）〜0.25質量％（［%C］、［%N］はそれぞれ、質量％で表したC、Nの含有量。）を添加した自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献５には、所定量のAl、NbおよびTiを添加することにより、フェライト系ステンレス鋼の耐熱疲労性が向上すると記載されている。
また、特許文献６には、10〜25質量％Cr鋼に、Si：0.1〜2質量％およびAl：1〜2.5質量％を、SiとAlがAl＋0.5×Si：1.5〜2.8質量％を満足するように添加し、更にTi：3×（C＋N）〜20×（C＋N）質量％を添加した触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼が提案されている。そして、特許文献６には、所定量のSi、AlおよびTiを添加することにより、エンジン排ガス雰囲気で触媒層と母材の界面に遮断性能の高いAl2O3主体の酸化皮膜を形成させることが可能となり、フェライト系ステンレス鋼の耐酸化性が向上すると記載されている。
また、特許文献７には、6〜20質量％Cr鋼に、Ti、Nb、VおよびAlのいずれか１種または２種以上を合計で1質量％以下添加したCr含有フェライト系鋼が提案されている。そして、特許文献７には、Al等の添加によって、鋼中のCやNと端窒化物が固定される結果、Cr含有フェライト系鋼の成形性が向上すると記載されている。
また、特許文献７には、6〜20質量％Cr鋼に、Ti、Nb、VおよびAlのいずれか１種または２種以上を合計で1質量％以下添加したCr含有フェライト系鋼が提案されている。そして、特許文献７には、Al等の添加によって、鋼中のCやNと端窒化物が固定される結果、Cr含有フェライト系鋼の成形性が向上すると記載されている。
しかし、Alを積極的に添加する技術のうち、特許文献５に提案された技術では、鋼のSi含有量が低いため、Alを積極的に添加してもAlが優先的に酸化物または窒化物を形成してAlの固溶量が低下する結果、フェライト系ステンレス鋼に所定の高温強度を付与することができない。
特許文献６に提案された技術では、1質量％以上の多量のAlを添加しているため、フェライト系ステンレス鋼の室温における加工性が著しく低下するだけでなく、AlがO（酸素）と結びつき易いため、却って耐酸化性が低下してしまう。特許文献７に提案された技術では、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼が得られるものの、CuやAlの添加量が少ない、或いは添加されていないため、優れた耐熱性が得られない。
特許文献６に提案された技術では、1質量％以上の多量のAlを添加しているため、フェライト系ステンレス鋼の室温における加工性が著しく低下するだけでなく、AlがO（酸素）と結びつき易いため、却って耐酸化性が低下してしまう。特許文献７に提案された技術では、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼が得られるものの、CuやAlの添加量が少ない、或いは添加されていないため、優れた耐熱性が得られない。
以上のように、Al添加によってフェライト系ステンレス鋼の高温強度や耐酸化性を改善しようとしても、Alのみを積極的に添加しただけでは、これらの効果は十分に得られない。また、CuとAlを複合添加しても、これらの元素の添加量が少ない場合には、優れた耐熱性が得られない。
このような問題を解決するために、本発明者らは、特許文献８の16〜23質量％Cr鋼に、Si：0.4〜1.0質量％およびAl：0.2〜1.0質量％を、Si≧Alを満足するように添加し、更にNb：0.3〜0.65質量％、Cu：1.0〜2.5質量％を添加したフェライト系ステンレス鋼を開発した。この鋼では、所定量のNbとCuを複合して含有することによって、幅広い温度域で高温強度を上昇させ、熱疲労特性を改善している。Cuを含有すると耐酸化性が低下しやすいが、適正量のAlを含有させることによって、耐酸化性の低下を防止ししている。また、Cuの含有では熱疲労特性を改善できない温度域があるが、適正量のAlを含有させることによりこの温度域での熱疲労特性も改善している。更にSi含有量とAl含有量の比を適正化することによって、高温疲労特性も改善している。
排気系部品には軽量化や排気抵抗低減が求められており、そのために、さらに薄肉化することや複雑な形状にすることが検討されている。薄肉化して厳しい加工をすると、板厚が大きく減少する場合がある。板厚が減少した部分は高温疲労によって亀裂が生じやすくなるため、温度が最も高くなる部分ではなく、温度が低くても厳しい加工により減肉した部分で亀裂が生じることも考えられる。そのため、排気系部品に使用される鋼材には、最高温度のみならず、中間の温度域（700℃近傍）でも優れた高温疲労特性を有することが求められるようになってきた。しかし、特許文献８の鋼は、850℃における高温疲労特性のみを検討して開発しており、700℃近傍での高温疲労特性については検討の余地があった。
本発明の目的は、これらの問題を解決し、優れた耐酸化性を有するとともに、700℃近傍での高温疲労特性にも優れたフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法、さらにそのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られるフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を提供することにある。
本発明者らは、特許文献８に提案されたフェライト系ステンレス鋼、すなわちCu、AlおよびNbの添加により耐熱性を向上させたフェライト系ステンレス鋼に関し、排気系部材に適用される場合に想定される使用温度（室温〜850℃）の最高温度（850℃）における高温疲労特性のみならず、中間温度域（700℃近傍）における高温疲労特性も向上させるべく、鋭意検討を重ねた。
本発明者らは、Cu、AlおよびNbを添加したフェライト系ステンレス鋼素材に、種々の条件で熱間圧延、熱延鋼板焼鈍を施すことにより得られたフェライト系ステンレス鋼板（熱延焼鈍鋼板）、および熱延鋼板焼鈍に続き酸洗、冷間圧延、冷延鋼板焼鈍、酸洗を施すことにより得られたフェライト系ステンレス鋼板（冷延焼鈍鋼板）について組織観察を行った。次いで、各々のフェライト系ステンレス鋼板（熱延焼鈍鋼板、冷延焼鈍鋼板）を700℃に加熱して高温疲労試験を実施した。
その結果、ε-Cuの析出が抑制された組織にすることで700℃近傍でも優れた高温疲労特性が得られるという知見を得た。さらに、熱間圧延工程において、巻き取り温度を最適化することにより、熱延焼鈍鋼板や冷延焼鈍鋼板のε-Cuの析出が抑制可能であるという知見を得た。
また、ε-Cuの析出量とフェライト系ステンレス鋼板の硬さには、相関関係があり、ε-Cuの析出量が多くなるほど、フェライト系ステンレス鋼板の硬さが上昇することを確認し、ε-Cuの析出量を定量化する代わりに硬さを測定し、熱延焼鈍鋼板の硬さと、700℃における高温疲労特性について検討した。その結果、巻き取り温度を最適化して熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さを205未満とすることにより、ε-Cu析出量が抑制されて、700℃近傍で優れた高温疲労特性を有するフェライト系ステンレス鋼板が得られるという知見を得た。
以上のように、所定量のCu、AlおよびNbを添加し、更に熱延後の熱履歴を最適化してε-Cuの析出を制御することで、排気系部材に適用される場合に想定される使用温度（室温〜850℃）の最高温度（850℃）における高温疲労特性のみならず、中間温度域（700℃近傍）における高温疲労特性にも優れた鋼が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％以上23.0％以下、Al：0.20％以上1.00％以下、N：0.020％以下、Cu：1.00％以上2.00％以下、Nb：0.30％以上0.65％以下を、SiおよびAlが以下の(1)式、
Si ≧ Al … (1)
（前記(1)式中、Si、Alは、各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ビッカース硬さが205未満であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
Si ≧ Al … (1)
（前記(1)式中、Si、Alは、各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ビッカース硬さが205未満であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
［２］前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Ni：0.50％以下、Mo：1.00％以下およびCo：0.50％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
［３］前記［１］または［２］において、前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.50％以下、Zr：0.50％以下、V：0.50％以下、B：0.0030％以下、REM：0.08％以下、Ca：0.0050％以下およびMg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有するフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
［４］前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られるフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
［５］前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であり、鋼スラブに熱間圧延、熱延鋼板焼鈍を順次行い、
前記熱間圧延におけるコイル巻き取り温度を600℃未満とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
前記熱間圧延におけるコイル巻き取り温度を600℃未満とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた耐酸化性および高温疲労特性を有し、自動車等の排気系部材に好適なフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法、さらにそのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られるフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を提供することができる。特に、本発明は、広い温度域に亘り優れた高温疲労特性を示すフェライト系ステンレス鋼板が得られるため、フェライト系ステンレス鋼の更なる用途展開を可能とし、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、質量％で、C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％以上23.0％以下、Al：0.20％以上1.00％以下、N：0.020％以下、Cu：1.00％以上2.00％以下、Nb：0.30％以上0.65％以下を、SiおよびAlが(1)式、すなわちSi≧Al（式中、Si、Alは、各元素の含有量（質量％））を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ビッカース硬さが205未満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冷延焼鈍鋼板は、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られることを特徴とする。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、質量％で、C：0.015％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：12.0％以上23.0％以下、Al：0.20％以上1.00％以下、N：0.020％以下、Cu：1.00％以上2.00％以下、Nb：0.30％以上0.65％以下を、SiおよびAlが(1)式、すなわちSi≧Al（式中、Si、Alは、各元素の含有量（質量％））を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ビッカース硬さが205未満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冷延焼鈍鋼板は、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すことにより得られることを特徴とする。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の成分組成の限定理由は以下のとおりである。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
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が、0.015％を超えて含有させると、鋼の靭性および成形性が大幅に低下する。したがって、C含有量は0.015％以下とする。なお、C含有量は、鋼の成形性を確保する観点からは0.008％以下とすることが好ましく、排気系部材としての強度を確保する観点からは0.001％以上とすることが好ましい。C含有量は、より好ましくは0.003％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が、0.015％を超えて含有させると、鋼の靭性および成形性が大幅に低下する。したがって、C含有量は0.015％以下とする。なお、C含有量は、鋼の成形性を確保する観点からは0.008％以下とすることが好ましく、排気系部材としての強度を確保する観点からは0.001％以上とすることが好ましい。C含有量は、より好ましくは0.003％以上である。
Si：1.00％以下
Siは、鋼の耐酸化性を向上させる元素であるとともに、後述するAlの固溶強化能を有効に活用するためにも重要な元素である。これらの効果の発現には、Si含有量を0.02％以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が1.00％を超えて過剰になると、鋼の加工性が低下する。したがって、Si含有量は1.00％以下とする。なお、Siは水蒸気を含んだ雰囲気での鋼の耐酸化性向上に有効な元素であり、水蒸気を含んだ雰囲気での耐酸化性が必要な場合にはその含有量を0.40％以上とすることが好ましい。Si含有量は、より好ましくは、0.60％以上0.90％以下である。
Siは、鋼の耐酸化性を向上させる元素であるとともに、後述するAlの固溶強化能を有効に活用するためにも重要な元素である。これらの効果の発現には、Si含有量を0.02％以上とすることが好ましい。一方、Si含有量が1.00％を超えて過剰になると、鋼の加工性が低下する。したがって、Si含有量は1.00％以下とする。なお、Siは水蒸気を含んだ雰囲気での鋼の耐酸化性向上に有効な元素であり、水蒸気を含んだ雰囲気での耐酸化性が必要な場合にはその含有量を0.40％以上とすることが好ましい。Si含有量は、より好ましくは、0.60％以上0.90％以下である。
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添加される元素である。また、Mnは、酸化スケールの剥離を抑制し、耐酸化性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Mn含有量を0.02％以上とすることが好ましい。しかし、Mn含有量が1.00％を超えて過剰になると、高温でγ相が生成し易くなり、鋼の耐熱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.00％以下とする。Mn含有量は、好ましくは、0.05％以上0.80％以下、より好ましくは0.10％以上0.50％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添加される元素である。また、Mnは、酸化スケールの剥離を抑制し、耐酸化性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Mn含有量を0.02％以上とすることが好ましい。しかし、Mn含有量が1.00％を超えて過剰になると、高温でγ相が生成し易くなり、鋼の耐熱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.00％以下とする。Mn含有量は、好ましくは、0.05％以上0.80％以下、より好ましくは0.10％以上0.50％以下である。
P ：0.040％以下
Pは、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、可能な限り低減するのが望ましい。したがって、本発明では、P含有量を0.040％以下とする。P含有量は、好ましくは、0.030％以下である。
Pは、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、可能な限り低減するのが望ましい。したがって、本発明では、P含有量を0.040％以下とする。P含有量は、好ましくは、0.030％以下である。
S ：0.010％以下
Sは、鋼の伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼすとともに、耐食性を低下させる有害元素でもある。したがって、本発明においては、S含有量を可能な限り低減することが望ましく、0.010％以下とする。S含有量は、好ましくは、0.005％以下である。
Sは、鋼の伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼすとともに、耐食性を低下させる有害元素でもある。したがって、本発明においては、S含有量を可能な限り低減することが望ましく、0.010％以下とする。S含有量は、好ましくは、0.005％以下である。
Cr：12.0％以上23.0％以下
Crは、耐食性、耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素である。Cr含有量が12.0％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Crは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化、低延性化する元素であり、特にその含有量が23.0％を超えると、硬質化や低延性化による弊害が顕著となる。したがって、Cr含有量は12.0％以上23.0％以下とする。Cr含有量は、好ましくは、14.0％以上20.0％以下である。
Crは、耐食性、耐酸化性を向上させるのに有効な重要元素である。Cr含有量が12.0％未満では、十分な耐酸化性が得られない。一方、Crは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化、低延性化する元素であり、特にその含有量が23.0％を超えると、硬質化や低延性化による弊害が顕著となる。したがって、Cr含有量は12.0％以上23.0％以下とする。Cr含有量は、好ましくは、14.0％以上20.0％以下である。
Al：0.20％以上1.00％以下
Alは、Cu含有鋼の耐酸化性を向上させるのに必要不可欠な元素である。また、Alは、鋼に固溶して固溶強化する元素でもあり、特に800℃を超える温度での高温強度を上昇させる耐熱性向上効果を有するため、本発明において重要な元素である。特に、優れた耐酸化性を得るには、Al含有量を0.20％以上とする必要がある。一方、Al含有量が1.00％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下してしまう。したがって、Al含有量は0.20％以上1.00％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.25％以上0.80％以下、より好ましくは0.30％以上0.60％以下である。
Alは、Cu含有鋼の耐酸化性を向上させるのに必要不可欠な元素である。また、Alは、鋼に固溶して固溶強化する元素でもあり、特に800℃を超える温度での高温強度を上昇させる耐熱性向上効果を有するため、本発明において重要な元素である。特に、優れた耐酸化性を得るには、Al含有量を0.20％以上とする必要がある。一方、Al含有量が1.00％を超えると、鋼が硬質化して加工性が低下してしまう。したがって、Al含有量は0.20％以上1.00％以下とする。Al含有量は、好ましくは0.25％以上0.80％以下、より好ましくは0.30％以上0.60％以下である。
また、本発明においては、SiおよびAlを、下記(1)を満足するように含有させる。なお、(1)式中、SiはSi含有量（質量％）であり、AlはAl含有量（質量％）である。
Si ≧ Al … (1)
Si ≧ Al … (1)
先述のとおり、Alは、高温における固溶強化作用を有し、鋼の高温強度を増加させる効果を有する元素である。しかし、鋼中のAl含有量がSi含有量よりも多い場合には、Alが高温で優先的に酸化物や窒化物を形成し、固溶Al量が減少するため、固溶強化に十分寄与することができなくなる。一方、鋼中のSi含有量がAl含有量と同等またはAl含有量よりも多い場合には、Siが優先的に酸化し、鋼板表面に緻密な酸化物層を連続的に形成する。この酸化物層は、外部からの酸素や窒素の内方拡散を抑制する効果があるため、当該酸化物層の形成によりAlの酸化や窒化、特に窒化が最小限に抑えられ、十分なAl固溶量を確保することができる。その結果、Alの固溶強化によって鋼の高温強度が向上し、熱疲労特性や高温疲労特性が大幅に改善される。以上の理由により、SiおよびAlは、Si（質量％）≧Al（質量％）を満たすよう含有させる。
N ：0.020％以下
Nは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素であり、その含有量が0.020％を超えるとこれらの現象が顕著に現れる。したがって、N含有量は0.020％以下とする。なお、鋼の靭性、成形性を確保する観点からは、N含有量を可能な限り低減することが好ましく、0.015％未満とすることが好ましい。より好ましくは0.010％以下である。但し、極端なN低減には脱窒に時間がかかるため、鋼材の製造コストの増加に繋がる。よって、コストと成形性を両立させるという観点から、N含有量は0.004％以上とすることが好ましい。
Nは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素であり、その含有量が0.020％を超えるとこれらの現象が顕著に現れる。したがって、N含有量は0.020％以下とする。なお、鋼の靭性、成形性を確保する観点からは、N含有量を可能な限り低減することが好ましく、0.015％未満とすることが好ましい。より好ましくは0.010％以下である。但し、極端なN低減には脱窒に時間がかかるため、鋼材の製造コストの増加に繋がる。よって、コストと成形性を両立させるという観点から、N含有量は0.004％以上とすることが好ましい。
Cu：1.00％以上2.00％以下
Cuは、ε-Cuの析出強化によって鋼の高温強度を高め、熱疲労特性や高温疲労特性の向上を図るうえで極めて有効な元素である。これらの効果を得るには、Cu含有量を1.00％以上とする必要がある。しかし、Cu含有量が2.00％を超えると、本発明の熱間圧延工程での巻き取り温度の最適化を行っても熱延焼鈍板でε-Cuが析出してしまい、700℃での優れた高温疲労特性が得られない。以上の理由により、Cu含有量は1.00％以上2.00％以下とする。Cu含有量は、好ましくは1.10％以上1.60％以下である。
Cuは、ε-Cuの析出強化によって鋼の高温強度を高め、熱疲労特性や高温疲労特性の向上を図るうえで極めて有効な元素である。これらの効果を得るには、Cu含有量を1.00％以上とする必要がある。しかし、Cu含有量が2.00％を超えると、本発明の熱間圧延工程での巻き取り温度の最適化を行っても熱延焼鈍板でε-Cuが析出してしまい、700℃での優れた高温疲労特性が得られない。以上の理由により、Cu含有量は1.00％以上2.00％以下とする。Cu含有量は、好ましくは1.10％以上1.60％以下である。
Nb：0.30％以上0.65％以下
Nbは、鋼中のC、Nと炭窒化物を形成してこれらの元素を固定し、鋼の耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性の向上に寄与する元素である。このような効果は、Nb含有量を0.30％以上とすることで認められる。しかし、Nb含有量が0.65％を超えると、Laves相が析出し易くなり、鋼の脆化を促進する。したがって、Nb含有量は0.30％以上0.65％以下とする。Nb含有量は、好ましくは、0.35％以上0.55％以下である。なお、特に鋼の靭性が要求される場合には、Nb含有量を0.40％以上0.49％以下とすることが好ましく、0.40％以上0.47％以下とすることがより好ましい。
Nbは、鋼中のC、Nと炭窒化物を形成してこれらの元素を固定し、鋼の耐食性や成形性、溶接部の耐粒界腐食性を高める作用を有するとともに、高温強度を上昇させて熱疲労特性の向上に寄与する元素である。このような効果は、Nb含有量を0.30％以上とすることで認められる。しかし、Nb含有量が0.65％を超えると、Laves相が析出し易くなり、鋼の脆化を促進する。したがって、Nb含有量は0.30％以上0.65％以下とする。Nb含有量は、好ましくは、0.35％以上0.55％以下である。なお、特に鋼の靭性が要求される場合には、Nb含有量を0.40％以上0.49％以下とすることが好ましく、0.40％以上0.47％以下とすることがより好ましい。
以上が本発明フェライト系ステンレスの基本成分であるが、本発明では上記基本成分に加えて、必要に応じて更に、Ni、MoおよびCoのうちから選ばれた１種または２種以上を、以下の範囲で含有することができる。
Ni：0.50％以下
Niは、鋼の靭性を向上させる元素である。また、Niは、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Niは、強力なγ相形成元素（オーステナイト相形成元素）であるため、Ni含有量が0.50％を超えると高温でγ相が生成して耐酸化性や熱疲労特性が低下する場合がある。したがって、Niを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、0.10％以上0.40％以下である。
Niは、鋼の靭性を向上させる元素である。また、Niは、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、Niは、強力なγ相形成元素（オーステナイト相形成元素）であるため、Ni含有量が0.50％を超えると高温でγ相が生成して耐酸化性や熱疲労特性が低下する場合がある。したがって、Niを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは、0.10％以上0.40％以下である。
Mo：1.00％以下
Moは、鋼の高温強度を増加させて熱疲労特性や高温疲労特性を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、Mo含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、本発明のようなAl含有鋼でMo含有量が1.00％を超えると耐酸化性が低下する場合がある。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を1.00％以下とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは、0.60％以下である。
Moは、鋼の高温強度を増加させて熱疲労特性や高温疲労特性を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を得るためには、Mo含有量を0.05％以上とすることが好ましい。一方、本発明のようなAl含有鋼でMo含有量が1.00％を超えると耐酸化性が低下する場合がある。したがって、Moを含有させる場合には、その含有量を1.00％以下とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは、0.60％以下である。
Co：0.50％以下
Coは、鋼の靭性向上に有効な元素である。また、Coは、鋼の熱膨張係数を低減し、熱疲労特性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Co含有量を0.005％以上とすることが好ましい。しかし、Coは、高価な元素であることに加えて、その含有量が0.50％を超えても上記効果が飽和するだけである。したがって、Coを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Co含有量は、より好ましくは、0.01％以上0.20％以下である。なお、優れた靭性が要求される場合には、Co含有量を0.02％以上0.20％以下とすることが好ましい。
Coは、鋼の靭性向上に有効な元素である。また、Coは、鋼の熱膨張係数を低減し、熱疲労特性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るためには、Co含有量を0.005％以上とすることが好ましい。しかし、Coは、高価な元素であることに加えて、その含有量が0.50％を超えても上記効果が飽和するだけである。したがって、Coを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Co含有量は、より好ましくは、0.01％以上0.20％以下である。なお、優れた靭性が要求される場合には、Co含有量を0.02％以上0.20％以下とすることが好ましい。
また、本発明のフェライト系ステンレスは、必要に応じて更に、Ti、Zr、V、B、REM、CaおよびMgのうちから選ばれた１種または２種以上を、以下の範囲で含有することができる。
Ti：0.50％以下
Tiは、Nbと同様、鋼中のC、Nを固定して、耐食性や成形性を向上し、溶接部の粒界腐食を防止する元素である。更に、Tiは、本発明のAl含有鋼において耐酸化性の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、Ti含有量を0.01％以上とすることが好ましい。しかし、Ti含有量が0.50％を超えて過剰になると、粗大な窒化物の生成により鋼の靭性低下を招く。そして、鋼の靭性が低下する結果、例えば、熱延鋼板焼鈍ラインで繰り返し受ける曲げ−曲げ戻しによって鋼板が破断する等、製造性に悪影響を及ぼすようになる。したがって、Tiを含有させる場合には、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.30％以下、更に好ましくは0.25％以下である。
Tiは、Nbと同様、鋼中のC、Nを固定して、耐食性や成形性を向上し、溶接部の粒界腐食を防止する元素である。更に、Tiは、本発明のAl含有鋼において耐酸化性の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、Ti含有量を0.01％以上とすることが好ましい。しかし、Ti含有量が0.50％を超えて過剰になると、粗大な窒化物の生成により鋼の靭性低下を招く。そして、鋼の靭性が低下する結果、例えば、熱延鋼板焼鈍ラインで繰り返し受ける曲げ−曲げ戻しによって鋼板が破断する等、製造性に悪影響を及ぼすようになる。したがって、Tiを含有させる場合には、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Ti含有量は、より好ましくは0.30％以下、更に好ましくは0.25％以下である。
Zr：0.50％以下
Zrは、鋼の耐酸化性を向上させる元素であり、その効果を得るためにはZr含有量を0.005％以上とすることが好ましい。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。したがって、Zrを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Zr含有量は、より好ましくは0.20％以下である。
Zrは、鋼の耐酸化性を向上させる元素であり、その効果を得るためにはZr含有量を0.005％以上とすることが好ましい。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。したがって、Zrを含有させる場合は、その含有量を0.50％以下とすることが好ましい。Zr含有量は、より好ましくは0.20％以下である。
V ：0.50％以下
Vは、鋼の加工性向上に有効な元素であるとともに、鋼の耐酸化性の向上にも有効な元素である。これらの効果は、V含有量が0.01％以上である場合に顕著となる。一方、V含有量が0.50％を超えて過剰になると、粗大なV(C,N)の析出を招き、鋼の表面性状を低下させる。したがって、Vを含有させる場合は、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは、0.05％以上0.40％以下、より一層好ましくは0.05％以上0.20％未満である。
Vは、鋼の加工性向上に有効な元素であるとともに、鋼の耐酸化性の向上にも有効な元素である。これらの効果は、V含有量が0.01％以上である場合に顕著となる。一方、V含有量が0.50％を超えて過剰になると、粗大なV(C,N)の析出を招き、鋼の表面性状を低下させる。したがって、Vを含有させる場合は、その含有量を0.01％以上0.50％以下とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは、0.05％以上0.40％以下、より一層好ましくは0.05％以上0.20％未満である。
B ：0.0030％以下
Bは、鋼の加工性、特に二次加工性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、B含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0030％を超えて過剰になると、BNを生成して鋼の加工性を低下させる。したがって、Bを含有させる場合は、その含有量を0.0030％以下とすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0010％以上0.0030％以下である。
Bは、鋼の加工性、特に二次加工性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、B含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が0.0030％を超えて過剰になると、BNを生成して鋼の加工性を低下させる。したがって、Bを含有させる場合は、その含有量を0.0030％以下とすることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0010％以上0.0030％以下である。
REM：0.08％以下
REM（希土類元素）は、Zrと同様、鋼の耐酸化性を向上させる元素である。その効果を得るためには、REM含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、REM含有量が0.08％を超えると鋼が脆化する。したがって、REMを含有させる場合は、その含有量を0.08％以下とすることが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.04％以下である。
REM（希土類元素）は、Zrと同様、鋼の耐酸化性を向上させる元素である。その効果を得るためには、REM含有量を0.01％以上とすることが好ましい。一方、REM含有量が0.08％を超えると鋼が脆化する。したがって、REMを含有させる場合は、その含有量を0.08％以下とすることが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.04％以下である。
Ca：0.0050％以下
Caは、連続鋳造の際に発生し易いTi系介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには、Ca含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。但し、鋼の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含有量を0.0050％以下とする必要がある。したがって、Caを含有させる場合は、その含有量を0.0050％以下とすることが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005％以上0.0020％以下、更に好ましくは0.0005％以上0.0015％以下である。
Caは、連続鋳造の際に発生し易いTi系介在物析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには、Ca含有量を0.0005％以上とすることが好ましい。但し、鋼の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含有量を0.0050％以下とする必要がある。したがって、Caを含有させる場合は、その含有量を0.0050％以下とすることが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005％以上0.0020％以下、更に好ましくは0.0005％以上0.0015％以下である。
Mg：0.0050％以下
Mgは、スラブの等軸晶率を向上させ、鋼の加工性や靱性を向上させるのに有効な元素である。更に、Mgは、NbやTiの炭窒化物の粗大化を抑制するのに有効な元素である。Ti炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため、鋼の靱性が低下する。また、Nb炭窒化物が粗大化すると、Nbの鋼中の固溶量が低下するため、熱疲労特性の低下につながる。Mgは、これらの問題を解消するのに有効な元素であり、その含有量を0.0010％以上とすることが好ましい。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。したがって、Mgを含有させる場合は、その含有量を0.0050％以下とすることが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0010％以上0.0025％以下である。
Mgは、スラブの等軸晶率を向上させ、鋼の加工性や靱性を向上させるのに有効な元素である。更に、Mgは、NbやTiの炭窒化物の粗大化を抑制するのに有効な元素である。Ti炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となるため、鋼の靱性が低下する。また、Nb炭窒化物が粗大化すると、Nbの鋼中の固溶量が低下するため、熱疲労特性の低下につながる。Mgは、これらの問題を解消するのに有効な元素であり、その含有量を0.0010％以上とすることが好ましい。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。したがって、Mgを含有させる場合は、その含有量を0.0050％以下とすることが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0010％以上0.0025％以下である。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に含まれる上記以外の元素（残部）は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、上記の如く組成を規定するとともに、熱延焼鈍鋼板のε-Cuの析出量を可能な限り低減した組織とすることで、ビッカース硬さを205未満に低減することを特徴とする。
熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さ：205未満
本発明において、Cuは、ε-Cuの析出強化によって鋼を高強度化させ、熱疲労特性や高温疲労特性を向上させる効果を有する。しかし、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）で鋼が長時間使用された場合、高温疲労特性は初期のε-Cuの析出状態、すなわち上記温度に加熱される前のε-Cuの析出状態に大きく左右される。
本発明において、Cuは、ε-Cuの析出強化によって鋼を高強度化させ、熱疲労特性や高温疲労特性を向上させる効果を有する。しかし、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）で鋼が長時間使用された場合、高温疲労特性は初期のε-Cuの析出状態、すなわち上記温度に加熱される前のε-Cuの析出状態に大きく左右される。
初期状態において既に鋼中にε-Cuが析出していた場合、700℃での使用を開始すると、既に析出していたε-Cuを核にして粗大なε-Cuのみが析出して析出強化効果が得られない。一方、初期状態で鋼中にε-Cuが析出していなければ、700℃で使用開始後にε-Cuが微細に析出して強化効果が得られる。さらに、微細に析出しているため粗大化の進行が非常に遅く、より長期に亘り析出強化効果が得られる。以上の理由により、初期状態における鋼のε-Cu析出量を極力低減することで、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）における高温疲労特性が飛躍的に向上する。
ここで、排気系部材の素材として用いられるフェライト系ステンレス鋼板は、通常、スラブ等の鋼素材に熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に焼鈍処理（熱延鋼板焼鈍）を施して熱延焼鈍鋼板とすること、或いは、焼鈍処理（熱延鋼板焼鈍）に続き酸洗後、該熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に焼鈍処理（冷延鋼板焼鈍）および酸洗を施して冷延焼鈍鋼板とすることにより得られる。したがって、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）において十分な高温疲労特性を確保するためには、最終製品板、すなわち熱延焼鈍鋼板、冷延焼鈍鋼板のε-Cu析出量を可能な限り低減する必要がある。
熱延焼鈍鋼板のε-Cu析出量を低減する手段としては、熱延鋼板の焼鈍（熱延鋼板焼鈍）によって鋼中にε-Cuを固溶させる手段が考えられる。しかし、本発明者らによる検討の結果、熱延鋼板焼鈍では通常、鋼板が高温域に保持される時間が短いため、焼鈍前の鋼板にε-Cuが粗大に析出している場合や微細であっても多量に析出している場合には、上記焼鈍処理によって必ずしも十分に固溶し得ないことが明らかになった。その一方で、焼鈍処理前の熱延鋼板においてε-Cu析出量が十分に低減されていれば、その後の工程でε-Cuは殆ど析出しないことが確認された。
また、冷延焼鈍鋼板を最終製品板とする場合には、冷延鋼板の焼鈍（冷延鋼板焼鈍）によって鋼中にε-Cuを固溶させる手段も考えられる。しかし、冷延鋼板焼鈍においても、通常、鋼板が高温域に保持される時間が短いため、焼鈍前の鋼板にε-Cuが粗大に析出している場合や微細であっても多量に析出している場合には、上記焼鈍処理によって必ずしも十分に固溶し得ない。また、冷延焼鈍鋼板の高温疲労特性について本発明者らが綿密に調査した結果、冷延焼鈍鋼板の700℃近傍における高温疲労特性は、素材となる熱延焼鈍鋼板のε-Cu析出量に依存する傾向にあることが確認された。
更に、鋼中のε-Cu析出量と鋼の硬さ特性との間には相関があり、ε-Cu析出量の増加に伴い硬さが上昇することを本発明者らは確認した。そして、本発明者らによる検討の結果、熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さが205未満になるようにε-Cu析出量を抑制すれば、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）における高温疲労特性を十分に確保できることが判明した。また、熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さが205未満になるようにε-Cu析出量を抑制すれば、熱延焼鈍鋼板を母板とした冷延焼鈍鋼板も、ε-Cuが析出し易い温度（700℃近傍）において優れた高温疲労特性を示すことが確認された。
以上の理由により、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、硬さをビッカース硬さで205未満とする。好ましくは、ビッカース硬さで195未満である。なお、上記のビッカース硬さは、JIS Z 2244に基づいて測定することができる。
次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、基本的にフェライト系ステンレス鋼板の通常の製造方法であれば好適に用いることができる。例えば、転炉、電気炉等公知の溶解炉で鋼を溶製し、或いは更に取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を経て上述した本発明の成分組成を有する鋼とし、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗或いは表面研磨等を順次施し、熱延焼鈍鋼板とすることができる。また、本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、上記のようにして得られた熱延焼鈍鋼板に、冷間圧延、冷延鋼板焼鈍、酸洗等を順次施し、冷延焼鈍鋼板とすることができる。但し、熱延後（熱延鋼板焼鈍前）の熱延コイル巻き取り温度についてのみ、以下のように規定する必要がある。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、基本的にフェライト系ステンレス鋼板の通常の製造方法であれば好適に用いることができる。例えば、転炉、電気炉等公知の溶解炉で鋼を溶製し、或いは更に取鍋精錬、真空精錬等の二次精錬を経て上述した本発明の成分組成を有する鋼とし、次いで、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法で鋼片（スラブ）とし、その後、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗或いは表面研磨等を順次施し、熱延焼鈍鋼板とすることができる。また、本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、上記のようにして得られた熱延焼鈍鋼板に、冷間圧延、冷延鋼板焼鈍、酸洗等を順次施し、冷延焼鈍鋼板とすることができる。但し、熱延後（熱延鋼板焼鈍前）の熱延コイル巻き取り温度についてのみ、以下のように規定する必要がある。
熱延鋼板のコイル巻き取り温度：600℃未満
本発明においては、熱疲労特性や高温疲労特性を高める目的で、鋼に1.00％以上のCuを含有させている。そして、先述のとおり、Cuを1.00％以上含有させた鋼について、ε-Cuが析出、粗大化し易い温度域（700℃近傍）で使用される場合の高温疲労特性向上を図るうえでは、ε-Cuの初期析出を抑制することが重要である。
本発明においては、熱疲労特性や高温疲労特性を高める目的で、鋼に1.00％以上のCuを含有させている。そして、先述のとおり、Cuを1.00％以上含有させた鋼について、ε-Cuが析出、粗大化し易い温度域（700℃近傍）で使用される場合の高温疲労特性向上を図るうえでは、ε-Cuの初期析出を抑制することが重要である。
ここで、鋼板の製造工程においてε-Cuが多量に析出、または粗大化するのは、熱延コイルの巻き取り時である。熱延コイル巻き取り温度を600℃未満とした場合、ε-Cuの析出は最小限に抑えられる。また、たとえε-Cuが析出したとしてもその析出量は少量であるため、以降の熱延鋼板焼鈍時に高温保持されることによって、ε-Cuは鋼中に固溶する。すなわち、熱延コイル巻き取り温度を600℃未満とした場合、熱延コイル巻き取り時のε-Cu析出を防止でき、また、たとえε-Cuが析出したとしても、その析出量は後の熱延鋼板焼鈍によって鋼中に固溶させることができる程度に抑制される。これにより、最終製品板の700℃近傍における高温疲労特性が飛躍的に向上する。また、熱延コイル巻き取り後のε-Cu析出量については、熱延焼鈍鋼板の硬さを測定することにより確認することができる。先述のとおり、本発明においては、熱延焼鈍鋼板の硬さを、ビッカース硬さで205未満とする必要がある。
熱延コイル巻き取り温度が600℃以上の場合、巻き取り時のε-Cu析出量が多くなり、粗大化も進行する。その後に熱延鋼板焼鈍を施してもε-Cuが十分に鋼中に固溶し切らないため、熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さは205以上となる。さらに、その熱延焼鈍鋼板では700℃で優れた高温疲労特性が得られない。
以上の理由により、熱延コイル巻き取り温度を600℃未満とする。これにより、ε-Cuの析出量が極めて少なく、硬さがビッカース硬さで205未満に抑制された熱延焼鈍鋼板が得られる。また、熱延コイル巻き取り温度は、580℃未満とすることが好ましく、550℃以下とすることがより好ましい。
なお、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を製造するに際しては、熱延コイル巻き取り温度以外の製造条件を以下の条件とすることが好ましい。
鋼を溶製する製鋼工程は、転炉あるいは電気炉等で溶解した鋼をVOD法等により二次精錬し、上記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼とするのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の方法で鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点からは、連続鋳造法を採用することが好ましい。鋼素材は、その後、好ましくは1000℃以上1250℃以下の温度に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延鋼板とされる。熱延鋼板の板厚は、特に限定されないが、概ね4mm以上6mm以下とすることが好ましい。
先述のとおり、熱延鋼板の巻き取り温度（熱延コイル巻き取り温度）は、600℃未満とする。好ましくは580℃未満、より好ましくは550℃以下である。なお、上記では熱間圧延により熱延鋼板とする方法について記載したが、勿論、板材以外の形状に熱間加工することもできる。
以上のようにして得られた熱延鋼板は、その後、900℃以上1100℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍する熱延鋼板焼鈍を施し、次いで、酸洗或いは研磨等によりスケールを除去し、熱延焼鈍鋼板とすることが好ましい。また、必要に応じて、酸洗前にショットブラストによりスケールを除去してもよい。
なお、熱延鋼板焼鈍後、冷却を行うことができるが、この冷却時において、冷却速度等の条件は特に限定されない。
以上のようにして得られた熱延焼鈍鋼板を最終製品板としてもよいが、該熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、更に冷延鋼板焼鈍（仕上げ焼鈍）、酸洗等を施すことにより得られる冷延焼鈍鋼板を最終製品板としてもよい。
上記冷間圧延は、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、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程は、繰り返して行ってもよい。さらに、鋼板の表面光沢や粗度調整が要求される場合には、冷間圧延後あるいは仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延を施してもよい。また、鋼板により優れた表面光沢が要求される場合には、BA焼鈍（光輝焼鈍（bright annealing））を行ってもよい。
上記冷間圧延は、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、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程は、繰り返して行ってもよい。さらに、鋼板の表面光沢や粗度調整が要求される場合には、冷間圧延後あるいは仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延を施してもよい。また、鋼板により優れた表面光沢が要求される場合には、BA焼鈍（光輝焼鈍（bright annealing））を行ってもよい。
冷間圧延は、１回でもよいが、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。１回または２回以上の冷間圧延の総圧下率は、60％以上とすることが好ましく、70％以上とすることがより好ましい。冷間圧延により得られた冷延鋼板は、その後、好ましくは900℃以上1150℃以下、より好ましくは950℃以上1120℃以下の温度で連続焼鈍（仕上げ焼鈍）し、酸洗し、冷延焼鈍鋼板とすることが好ましい。冷延焼鈍鋼板の板厚は特に限定されないが、概ね1mm以上3mm以下とすることが好ましい。
熱延鋼板焼鈍の場合と同様、冷延鋼板焼鈍後（中間焼鈍後および仕上げ焼鈍後）、冷却を行うことができるが、この冷却時において、冷却速度等の条件は特に限定されない。
更に、用途によっては、仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、冷延焼鈍鋼板の形状や表面粗度、材質調整を行い、最終製品板としてもよい。
以上のようにして得られる最終製品板（熱延焼鈍鋼板或いは冷延焼鈍鋼板）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、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材、火力発電プラントの排気ダクトあるいは燃料電池関連部材、例えばセパレータ、インタコネクター、改質器等に成形される。なお、これらの部材を溶接する方法は特に限定されず、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。
真空溶解炉で溶製し、鋳造した表１の化学成分を有する鋼塊（50kg）を、鍛造して二分割した。
二分割した片方の鋼塊を、1170℃で1hr加熱後、熱間圧延して板厚5mmの熱延鋼板とし、コイル巻き取り温度を想定して450℃〜700℃で1hr保持した後、室温まで冷却した。その後、1030℃の温度で60sec均熱する熱延鋼板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とした。
コイル巻き取り時のε-Cu析出有無を判断するために、以上により得られた熱延焼鈍鋼板の圧延方向に平行な断面において、JIS Z 2244に基づいてビッカース硬さを測定した。測定位置は板幅方向中央部の板厚方向中央部で、荷重は300gとし、各熱延焼鈍鋼板の任意の位置で10点測定した中で最も高い値を熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さとした。
二分割した片方の鋼塊を、1170℃で1hr加熱後、熱間圧延して板厚5mmの熱延鋼板とし、コイル巻き取り温度を想定して450℃〜700℃で1hr保持した後、室温まで冷却した。その後、1030℃の温度で60sec均熱する熱延鋼板焼鈍を施し、熱延焼鈍鋼板とした。
コイル巻き取り時のε-Cu析出有無を判断するために、以上により得られた熱延焼鈍鋼板の圧延方向に平行な断面において、JIS Z 2244に基づいてビッカース硬さを測定した。測定位置は板幅方向中央部の板厚方向中央部で、荷重は300gとし、各熱延焼鈍鋼板の任意の位置で10点測定した中で最も高い値を熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さとした。
また、以上により得られた熱延焼鈍鋼板を、酸洗し、圧下率60％の冷間圧延を施して冷延鋼板とし、該冷延鋼板を1030℃の温度で60sec均熱する仕上げ焼鈍を施し、酸洗して板厚が2mmの冷延焼鈍鋼板とした。得られた冷延焼鈍鋼板からサンプル、試験片を採取し、以下の酸化試験（大気中連続酸化試験）、高温疲労試験に供した。
＜大気中連続酸化試験＞
以上のようにして得られた各種冷延焼鈍鋼板から、30mm×20mmの試験片を切り出し、試験片上部に4mmφの穴をあけ、表面および端面を#320のエメリー紙で研磨し、脱脂後、1000℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて、200時間保持する大気中連続酸化試験を実施した。試験後、試験片の質量を測定し、これに剥離したスケールの質量を加えたものと、予め測定しておいた試験前の試験片の質量との差を求め、試験片の全6面の合計表面積（＝2×（板長×板幅＋板長×板厚＋板幅×板厚））で割って酸化増量（g/m2）を算出した。なお、試験は各種冷延焼鈍鋼板につき２試験片で実施し、以下のように耐酸化性を評価した。
○（合格） ：２試験片とも異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの。
△（不合格）：２試験片とも異常酸化は発生しないが、１あるいは２試験片にスケール剥離が生じたもの。
×（不合格）：１あるいは２試験片に異常酸化（酸化増量≧100 g/m2）が発生したもの。
以上のようにして得られた各種冷延焼鈍鋼板から、30mm×20mmの試験片を切り出し、試験片上部に4mmφの穴をあけ、表面および端面を#320のエメリー紙で研磨し、脱脂後、1000℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に吊り下げて、200時間保持する大気中連続酸化試験を実施した。試験後、試験片の質量を測定し、これに剥離したスケールの質量を加えたものと、予め測定しておいた試験前の試験片の質量との差を求め、試験片の全6面の合計表面積（＝2×（板長×板幅＋板長×板厚＋板幅×板厚））で割って酸化増量（g/m2）を算出した。なお、試験は各種冷延焼鈍鋼板につき２試験片で実施し、以下のように耐酸化性を評価した。
○（合格） ：２試験片とも異常酸化もスケール剥離も発生しなかったもの。
△（不合格）：２試験片とも異常酸化は発生しないが、１あるいは２試験片にスケール剥離が生じたもの。
×（不合格）：１あるいは２試験片に異常酸化（酸化増量≧100 g/m2）が発生したもの。
＜高温疲労試験＞
以上のようにして得られた各種冷延焼鈍鋼板から、図１に示す形状の試験片を作製し、850℃での高温疲労試験と700℃での高温疲労試験に供した。試験片表面にかかる最大曲げ応力を、850℃の試験では75MPaに、700℃の試験では110MPaになるようにして、1300rpm（＝22Hz）の速度で、応力比−１の曲げを繰り返し与え、破断するまでの繰り返し数を計測した。なお、ここでいう応力比とは、最大応力に対する最小応力の比を示し、応力比−１では、＋側と−側にそれぞれ同じ応力を負荷する両振りとなる。試験は各種冷延焼鈍鋼板につき２回行い、少ない回数で破断した際の繰り返し数で評価した。高温疲労特性は、以下のように評価した。
（1）850℃での高温疲労試験の評価
○（合格）：繰り返し数≧10×105回
×（不合格）：繰り返し数＜10×105回
（2）700℃での高温疲労試験の評価
○（合格）：繰り返し数≧22×105回
×（不合格）：繰り返し数＜22×105回
以上により得られた結果を、表１に示す。
以上のようにして得られた各種冷延焼鈍鋼板から、図１に示す形状の試験片を作製し、850℃での高温疲労試験と700℃での高温疲労試験に供した。試験片表面にかかる最大曲げ応力を、850℃の試験では75MPaに、700℃の試験では110MPaになるようにして、1300rpm（＝22Hz）の速度で、応力比−１の曲げを繰り返し与え、破断するまでの繰り返し数を計測した。なお、ここでいう応力比とは、最大応力に対する最小応力の比を示し、応力比−１では、＋側と−側にそれぞれ同じ応力を負荷する両振りとなる。試験は各種冷延焼鈍鋼板につき２回行い、少ない回数で破断した際の繰り返し数で評価した。高温疲労特性は、以下のように評価した。
（1）850℃での高温疲労試験の評価
○（合格）：繰り返し数≧10×105回
×（不合格）：繰り返し数＜10×105回
（2）700℃での高温疲労試験の評価
○（合格）：繰り返し数≧22×105回
×（不合格）：繰り返し数＜22×105回
以上により得られた結果を、表１に示す。
表１から明らかなように、発明例（No.1〜25）は、いずれも熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さが205未満であり、耐酸化性と700℃および850℃での高温疲労特性とに優れており、本発明の目標を満たしている。一方、鋼組成が本発明の範囲を外れる比較例（No.28、29）および熱延焼鈍鋼板のビッカース硬さが205以上である比較例（No.26、27、30〜34）は、700℃での高温疲労特性に劣り、本発明の目標が達成されていない。
本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板は、自動車等の高温排気系部材用として好適であるだけでなく、同様の特性が要求される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用部材としても好適に用いることができる。
Claims (5)
- 質量％で、
C ：0.015％以下、 Si：1.00％以下、
Mn：1.00％以下、 P ：0.040％以下、
S ：0.010％以下、 Cr：12.0％以上23.0％以下、
Al：0.20％以上1.00％以下、 N ：0.020％以下、
Cu：1.00％以上1.60％以下、 Nb：0.30％以上0.65％以下
を、SiおよびAlが下記(1)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ビッカース硬さが205未満であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
記
Si ≧ Al …(1)
（前記(1)式中、Si、Alは、各元素の含有量（質量％）） - 前記組成に加えて更に、質量％で、Ni：0.50％以下、Mo：1.00％以下およびCo：0.50％以下のうちから選ばれた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熱延焼鈍鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量％で、Ti：0.50％以下、Zr：0.50％以下、V：0.50％以下、B：0.0030％以下、REM：0.08％以下、Ca：0.0050％以下およびMg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であり、
鋼スラブに熱間圧延、熱延板焼鈍を順次行い、
前記熱間圧延におけるコイル巻き取り温度を600℃未満とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に冷間圧延および焼鈍処理を施すフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
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