JP6098469B2 - 高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに高Ａｌ含有フェライト系ステンレス箔およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに高Al含有フェライト系ステンレス箔に関する。
Alを2.5質量％以上含有する高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は、高温での耐酸化性に優れるため、ステンレス箔に加工され、自動車、オートバイ、マリンバイク、モーターボート、大型芝刈り機、小型発電機などの排ガス浄化装置用触媒担体（メタルハニカム）に使用されている。また、薄板の形状でストーブや加熱炉の部材、ヒーターの発熱体などに使用されている。
一方、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は製造性が悪く、表面疵や割れなどの欠陥が生じやすいという問題を抱えている。この要因の一つとして、鋳造スラブやインゴットに生じる割れが挙げられる。高Al含有フェライト系ステンレス鋼は鋳造組織が脆く、スラブもしくはインゴットの冷却中や、表面手入れ中、あるいは熱間圧延前の加熱中などに割れを生じやすい。スラブやインゴットに発生した割れは、その後熱間圧延や冷間圧延を行っても表面欠陥や内部欠陥として残存し、除去工程の負荷増大や歩留まりを大幅に低下させる。スラブ割れによって生じる熱延鋼板や冷延鋼板の欠陥は、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板製造工程における大きな問題となっている。
スラブ割れが生じる要因の一つとして、冷却中スラブの内部温度偏差に起因して生じる熱応力が挙げられる。鋳造後のスラブを冷却すると、ある温度で熱応力がスラブの破断応力を上回り、その結果割れが発生するという考え方である。つまり、スラブ割れを防止し欠陥の少ない圧延鋼板を安定して製造するためには、スラブ冷却中の熱応力を緩和すること、スラブが割れ発生温度を下回る前に熱間圧延加熱炉に装入して昇温することが重要となる。
これらの知見に基づき、例えば、特許文献1には、Mo、Zr、Nbのうち1種以上を含有するフェライト系ステンレス鋼スラブを150℃以下に冷却することなく加熱して熱間圧延する方法が開示されている。
特許文献2には、スラブ自身の延性−脆性遷移温度以下に冷却しないまま熱延加熱炉に再装入することで割れを抑制する方法が開示されている。
特許文献3には、TiSとTiCの総量を規定し、さらにスラブ中央部と表面の温度偏差が200℃以下となるよう制御することで、スラブを常温まで冷却可能とする方法が開示されている。
近年、自動車の燃費向上を目的に排ガス温度は上昇する傾向にあり、触媒担体に用いられるメタルハニカム用高Al含有フェライト系ステンレス鋼箔には、さらに優れた耐酸化性および高温強度が求められている。そのため、Cr含有量を高めたり、Mo、W、REMなどの合金元素を添加した高Al含有フェライト系ステンレス鋼板が開発されている。しかし、これらの合金元素の添加は、スラブの割れ感受性を増大させる。例えば、Cr含有量の増加およびMo、Wの添加は、フェライト系ステンレス鋼板特有の脆化現象である475℃脆性や金属間化合物相の析出を促進させる。これらの現象が生じると、破断応力が低下しより低い熱応力でも破断しやすくなる。さらには、延性−脆性遷移温度も上昇し、より高い温度で割れが発生する可能性が高まる。また、REMは粒界に脆化相として析出してスラブ割れの起点となるため、添加されるとスラブ割れ感受性を増大させる。このように、Cr、 Mo、 W、 REMの添加は、そもそもスラブ割れの生じやすい高Al含有フェライト系ステンレス鋼板のスラブ靭性をよりいっそう低下させ、割れの防止を困難にする。
従って、特許文献1に記載の方法を適用しても、成分によっては150℃以上で割れが発生する場合があり完全に割れを防止することができない。特許文献2に記載の方法を用いても、Al、REMを含有する鋼種の場合は脆化が著しいため、遷移温度に達する以前に破断が生じる場合があり全ての割れを防ぐことはできない。さらに、特許文献2では、徐冷した鋳片より採取した試験片を用いて延性−脆性遷移温度を測定しているが、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板では、室温まで鋳片を冷却するとほとんどの場合内部に割れが発生してしまう。このため、健全な試験片を採取することができず延性−脆性遷移温度の測定が困難である。特許文献3に記載の方法のように温度偏差を200℃以内に制御して熱応力の緩和を試みても、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は脆化が著しいためわずかな熱応力で破断に至り室温までの冷却は困難である。また、以上の問題は、高温強度の向上を目的にMoやWを添加した場合により顕著になる。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、表面性状に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに高Al含有フェライト系ステンレス箔を提供することを目的とする。
本発明者らは上記問題を解決すべく鋭意検討した。その結果、スラブの割れを防止できるスラブの冷却可能限界温度の存在を見出した。さらに、この冷却可能限界温度はCr、Al、Mo、Wの含有量と相関性があることが明らかとなった。
本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
[1] 成分組成として、質量%で、C:0.001〜0.050%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.01〜1.0%、S:0.01%以下、P:0.05%以下、Cr:15.0〜30.0%、Ni:0.01〜0.60%、Al:2.5〜6.5%、N:0.001〜0.050%を含有し、さらに、Ti:0.01〜0.30%、Nb:0.01〜0.30%、Zr:0.005〜0.20%、Hf:0.005〜0.20%、REM:0.005〜0.20%のうちの1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下であることを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［2］前記［1］において、成分組成として、更に、質量%で、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.10〜6.0%含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［3］前記［1］または［2］において、成分組成として、更に、質量％で、Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［4］前記［1］〜［3］のいずれか一項に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を用いた高Al含有フェライト系ステンレス箔。
［5］前記［1］に記載の成分組成からなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、
スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する、インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延することを特徴とする、鋼板圧延方向端部には、20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T1=4.5Cr％＋17Al％−50 式（1）
ただし、Cr％およびAl％は、それぞれCrあるいはAlの含有量(質量%)を表す。
［6］前記［2］に記載の成分組成からなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延するインゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延することを特徴とする、鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50 式（2）
ただし、Cr％、Al％、Mo％およびW％は、それぞれCr、Al、Mo、Wの含有量(質量%)を表す。
［7］前記［5］または［6］において、成分組成として、更に、質量％で、Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
［8］前記［5］〜［7］のいずれかにおいて、加熱炉挿入前の前記スラブあるいは前記インゴットに対して、500℃〜T0℃の温度域を平均冷却速度：50℃/h以下で冷却することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、前記T0℃は、加熱炉挿入前のスラブ表面あるいはインゴット表面の最低温度である。
［9］前記［5］〜［8］のいずれかにおいて、前記熱間圧延後または前記分塊圧延後に、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
[1] 成分組成として、質量%で、C:0.001〜0.050%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.01〜1.0%、S:0.01%以下、P:0.05%以下、Cr:15.0〜30.0%、Ni:0.01〜0.60%、Al:2.5〜6.5%、N:0.001〜0.050%を含有し、さらに、Ti:0.01〜0.30%、Nb:0.01〜0.30%、Zr:0.005〜0.20%、Hf:0.005〜0.20%、REM:0.005〜0.20%のうちの1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下であることを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［2］前記［1］において、成分組成として、更に、質量%で、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.10〜6.0%含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［3］前記［1］または［2］において、成分組成として、更に、質量％で、Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。
［4］前記［1］〜［3］のいずれか一項に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を用いた高Al含有フェライト系ステンレス箔。
［5］前記［1］に記載の成分組成からなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、
スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する、インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延することを特徴とする、鋼板圧延方向端部には、20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T1=4.5Cr％＋17Al％−50 式（1）
ただし、Cr％およびAl％は、それぞれCrあるいはAlの含有量(質量%)を表す。
［6］前記［2］に記載の成分組成からなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延するインゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延することを特徴とする、鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50 式（2）
ただし、Cr％、Al％、Mo％およびW％は、それぞれCr、Al、Mo、Wの含有量(質量%)を表す。
［7］前記［5］または［6］において、成分組成として、更に、質量％で、Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
［8］前記［5］〜［7］のいずれかにおいて、加熱炉挿入前の前記スラブあるいは前記インゴットに対して、500℃〜T0℃の温度域を平均冷却速度：50℃/h以下で冷却することを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、前記T0℃は、加熱炉挿入前のスラブ表面あるいはインゴット表面の最低温度である。
［9］前記［5］〜［8］のいずれかにおいて、前記熱間圧延後または前記分塊圧延後に、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高Al含有フェライト系ステンレス鋼板とは、Alを2.5％以上含有するフェライト系ステンレス鋼板であり、高Al含有フェライト系ステンレス熱延鋼板、高Al含有フェライト系ステンレス冷延鋼板のいずれも対象である。また、本明細書において、鋼の成分を示す%はすべて質量%である。
本発明によれば、表面性状に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼板、高Al含有フェライト系ステンレス箔が得られる。そして、製造工程におけるスラブ割れトラブルを著しく低減させ、表面性状に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を安定的に得ることが可能となる。
以下、本発明について詳細に説明する。
(1)化学成分
C:0.001〜0.050%
C量が0.050%を超えると、スラブ靭性が低下して製造性が低下する。一方、0.001%未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、C量は0.001〜0.050％の範囲とする。好ましくは0.003〜0.020％の範囲である。より好ましくは0.005〜0.015％の範囲である。
C:0.001〜0.050%
C量が0.050%を超えると、スラブ靭性が低下して製造性が低下する。一方、0.001%未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、C量は0.001〜0.050％の範囲とする。好ましくは0.003〜0.020％の範囲である。より好ましくは0.005〜0.015％の範囲である。
Si:0.01〜2.0%
Siは耐酸化性を向上させるが、その量が2.0%を超えると、スラブの靭性が低下して製造が困難になる。一方、0.01％未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、Si量は0.01〜2.0％の範囲とする。好ましくは0.05〜1.0％の範囲である。より好ましくは0.10〜0.20％の範囲である。
Siは耐酸化性を向上させるが、その量が2.0%を超えると、スラブの靭性が低下して製造が困難になる。一方、0.01％未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、Si量は0.01〜2.0％の範囲とする。好ましくは0.05〜1.0％の範囲である。より好ましくは0.10〜0.20％の範囲である。
Mn:0.01〜1.0%
Mn量が1.0%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。一方、0.01％未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、Mn量は0.01〜1.0％の範囲とする。好ましくは0.05〜0.40％の範囲である。
Mn量が1.0%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。一方、0.01％未満にしようとすると精錬が困難になる。そのため、Mn量は0.01〜1.0％の範囲とする。好ましくは0.05〜0.40％の範囲である。
S:0.01%以下
S量が0.01%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。よって、S量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下とする。
S量が0.01%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。よって、S量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下とする。
P:0.05%以下
P量が0.05%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。よって、P量は0.05%以下、好ましくは0.03%以下とする。
P量が0.05%を超えると、鋼板の耐食性が低下する。よって、P量は0.05%以下、好ましくは0.03%以下とする。
Cr:15.0〜30.0%
Crは鋼板の耐食性および高温での強度および耐酸化性を確保する目的で15.0%以上含有する。しかし、Cr量が30.0%を超えると、金属間化合物の析出および475℃脆性が促進されるため靭性が著しく低下し、本発明の技術を用いてもスラブ割れの抑制が困難となる。よって、Cr量は15.0〜30.0%の範囲とする。好ましくは18.0〜28.0%の範囲である。より好ましくは、18.0〜25.0%の範囲である。
Crは鋼板の耐食性および高温での強度および耐酸化性を確保する目的で15.0%以上含有する。しかし、Cr量が30.0%を超えると、金属間化合物の析出および475℃脆性が促進されるため靭性が著しく低下し、本発明の技術を用いてもスラブ割れの抑制が困難となる。よって、Cr量は15.0〜30.0%の範囲とする。好ましくは18.0〜28.0%の範囲である。より好ましくは、18.0〜25.0%の範囲である。
Ni:0.01〜0.60%
Niは鋼板の耐食性を向上させる効果がある。その効果は、0.01%以上の含有で得られる。しかし、オーステナイト生成元素であるため、含有量が0.60%を超えると鋼板を高温で使用した際に熱膨張率の大きいオーステナイト相が生成し熱疲労特性や形状安定性の低下につながる。したがって、Ni量は0.01〜0.60%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.20%の範囲である。
Niは鋼板の耐食性を向上させる効果がある。その効果は、0.01%以上の含有で得られる。しかし、オーステナイト生成元素であるため、含有量が0.60%を超えると鋼板を高温で使用した際に熱膨張率の大きいオーステナイト相が生成し熱疲労特性や形状安定性の低下につながる。したがって、Ni量は0.01〜0.60%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.20%の範囲である。
Al:2.5〜6.5%
Alは高温酸化時にAl2O3を主成分とする酸化皮膜を生成させて耐酸化性を向上させる元素である。Al量が2.5%以上でその効果が得られる。一方、Al量が6.5%を超えると、スラブの靭性が著しく低下し、本発明の方法を用いても割れを防ぐことが困難となる。このためAl量は2.5〜6.5%の範囲とする。好ましくは3.0〜6.0%の範囲である。
Alは高温酸化時にAl2O3を主成分とする酸化皮膜を生成させて耐酸化性を向上させる元素である。Al量が2.5%以上でその効果が得られる。一方、Al量が6.5%を超えると、スラブの靭性が著しく低下し、本発明の方法を用いても割れを防ぐことが困難となる。このためAl量は2.5〜6.5%の範囲とする。好ましくは3.0〜6.0%の範囲である。
N:0.001〜0.050%
N量が0.050%を超えると、靱性が低下するとともに、加工性の低下により製造が困難になる。一方、0.001%未満にしようとすると精錬が困難になる。よって、Ｎ量は0.001〜0.050%の範囲とする。好ましくは0.003〜0.020％の範囲である。より好ましくは0.005〜0.015％の範囲である。
N量が0.050%を超えると、靱性が低下するとともに、加工性の低下により製造が困難になる。一方、0.001%未満にしようとすると精錬が困難になる。よって、Ｎ量は0.001〜0.050%の範囲とする。好ましくは0.003〜0.020％の範囲である。より好ましくは0.005〜0.015％の範囲である。
Ti:0.01〜0.30%、Nb:0.01〜0.30%、Zr:0.005〜0.20%、Hf:0.005〜0.20%、REM:0.005〜0.20%のうちの1種以上
Ti:0.01〜0.30%
Tiは鋼中のCやNと結合し、スラブの靭性を向上させる効果がある。また、鋼板の耐食性や高温での耐酸化性を向上させる。これらの効果は0.01％以上の含有で得られる。しかし、0.30%を超えると、スラブの靭性を低下させる。よって、Ti量は0.01〜0.30%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.20%の範囲である。
Ti:0.01〜0.30%
Tiは鋼中のCやNと結合し、スラブの靭性を向上させる効果がある。また、鋼板の耐食性や高温での耐酸化性を向上させる。これらの効果は0.01％以上の含有で得られる。しかし、0.30%を超えると、スラブの靭性を低下させる。よって、Ti量は0.01〜0.30%の範囲とする。好ましくは0.05〜0.20%の範囲である。
Nb:0.01〜0.30%
Nbは鋼板の高温での強度を向上させる。この効果は0.01%以上の含有で得られる。一方、Nb量が0.30%を超えると、スラブの靭性が低下してスラブ割れが助長される。また高温での耐酸化性が著しく低下する。よって、Nb量は0.01〜0.30%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.10%の範囲である。
Nbは鋼板の高温での強度を向上させる。この効果は0.01%以上の含有で得られる。一方、Nb量が0.30%を超えると、スラブの靭性が低下してスラブ割れが助長される。また高温での耐酸化性が著しく低下する。よって、Nb量は0.01〜0.30%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.10%の範囲である。
Zr:0.005〜0.20%
Zrは鋼中のCやNと結合し、スラブの靭性を向上させる効果がある。また、高温での耐酸化性を向上させる。これらの効果は0.005％以上の添加で得られる。しかし、0.20%を超えると、スラブの靭性を低下させる。よって、Zr量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.02〜0.08%の範囲である。
Zrは鋼中のCやNと結合し、スラブの靭性を向上させる効果がある。また、高温での耐酸化性を向上させる。これらの効果は0.005％以上の添加で得られる。しかし、0.20%を超えると、スラブの靭性を低下させる。よって、Zr量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.02〜0.08%の範囲である。
Hf:0.005〜0.20%
Hfは、高温での耐酸化性を向上させる。その効果は0.005％以上の添加で得られる。しかし、0.20%を超えると、Feなどと金属間化合物をつくりスラブの靭性が低下する。よって、Hf量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.02〜0.10%の範囲である。
Hfは、高温での耐酸化性を向上させる。その効果は0.005％以上の添加で得られる。しかし、0.20%を超えると、Feなどと金属間化合物をつくりスラブの靭性が低下する。よって、Hf量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.02〜0.10%の範囲である。
REM:0.005〜0.20%
REMとは、Sc、Yおよびランタノイド系元素(La、Ce、Pr、Nd、Smなど原子番号57〜71までの元素)をいう。REMは高温で生成するAl2O3酸化皮膜の密着性を良好にするとともにその生成速度を低下させて耐酸化性を向上させる。これらの効果は、0.005％以上の添加で得られる。一方、0.20%を超えると、スラブの粒界に析出して破断の起点になる。よって、REM量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.03〜0.10%の範囲である。
REMとは、Sc、Yおよびランタノイド系元素(La、Ce、Pr、Nd、Smなど原子番号57〜71までの元素)をいう。REMは高温で生成するAl2O3酸化皮膜の密着性を良好にするとともにその生成速度を低下させて耐酸化性を向上させる。これらの効果は、0.005％以上の添加で得られる。一方、0.20%を超えると、スラブの粒界に析出して破断の起点になる。よって、REM量は0.005〜0.20%の範囲とする。好ましくは0.03〜0.10%の範囲である。
以上が本発明の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の基本化学成分であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。更に、耐食性や高温強度向上の観点からMoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.10〜6.0%含有することができる。また、耐食性や耐酸化性向上の観点からCa:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有することができる。
MoおよびWのうち少なくとも一種:合計で0.10〜6.0%
MoおよびWは鋼板の耐食性や高温強度を向上させる効果があるため、必要に応じて添加する。このような効果は、MoおよびWを合計で0.10%以上含有させることで得られる。一方、MoおよびWを合計で6.0%を超えて含有すると、スラブの靭性が著しく低下し、本発明の方法を用いても割れを防ぐことが困難となる。よって、含有する場合は、Mo量およびW量を合計で0.10〜6.0%の範囲とする。好ましくは2.5〜5.0%の範囲である。
MoおよびWは鋼板の耐食性や高温強度を向上させる効果があるため、必要に応じて添加する。このような効果は、MoおよびWを合計で0.10%以上含有させることで得られる。一方、MoおよびWを合計で6.0%を超えて含有すると、スラブの靭性が著しく低下し、本発明の方法を用いても割れを防ぐことが困難となる。よって、含有する場合は、Mo量およびW量を合計で0.10〜6.0%の範囲とする。好ましくは2.5〜5.0%の範囲である。
Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％
Ca、Mgは、鋼板の耐食性や耐酸化性を向上させる。これらの効果は、Caは0.0005％以上、Mgは0.0002％以上で得られる。しかし、これらの元素を各々0.0200％を超えて添加すると靭性の低下が起こる。よって、含有する場合は、Ca量は0.0005〜0.0200％、Mg量は0.0002〜0.0200％の範囲とする。好ましくは、それぞれ0.0010〜0.0050％の範囲である。
Ca、Mgは、鋼板の耐食性や耐酸化性を向上させる。これらの効果は、Caは0.0005％以上、Mgは0.0002％以上で得られる。しかし、これらの元素を各々0.0200％を超えて添加すると靭性の低下が起こる。よって、含有する場合は、Ca量は0.0005〜0.0200％、Mg量は0.0002〜0.0200％の範囲とする。好ましくは、それぞれ0.0010〜0.0050％の範囲である。
(2)ステンレス鋼板の表面状態
ステンレス鋼板の製造過程における歩留まり向上および製造効率向上のためには、熱間圧延または冷間圧延によって得られるステンレス鋼板の欠陥が少ないことが求められる。本発明の目的を達成するためには、鋼板圧延方向端部には、長さが20mm以上である端部割れが端部長さ1ｍ当たり1個以下である必要がある。端部割れの長さは次のよう定義する。鋼板表面と裏面で、それぞれ割れ起点（これは端部にある）と割れ先端を直線で結んでその距離を測る。割れが板厚方向に貫通していない等で鋼板の表面と裏面で長さが異なることがあるが、大きい値をその割れの長さとする。長さが20mm以上の端部割れは、熱間圧延後の工程でさらに大きな割れになったり、これが起点となって板が破断する場合がある。製造工程で板が破断すると歩留まりや製造効率が著しく低下する。さらには、製造ができなくなることもある。これを防ぐため、トリミングなどによってこの割れを除去するが、割れの部分だけを除去すると製造効率が大幅に低下し、全長にわたりトリミングを行うと歩留まり低下する。
ステンレス鋼板の製造過程における歩留まり向上および製造効率向上のためには、熱間圧延または冷間圧延によって得られるステンレス鋼板の欠陥が少ないことが求められる。本発明の目的を達成するためには、鋼板圧延方向端部には、長さが20mm以上である端部割れが端部長さ1ｍ当たり1個以下である必要がある。端部割れの長さは次のよう定義する。鋼板表面と裏面で、それぞれ割れ起点（これは端部にある）と割れ先端を直線で結んでその距離を測る。割れが板厚方向に貫通していない等で鋼板の表面と裏面で長さが異なることがあるが、大きい値をその割れの長さとする。長さが20mm以上の端部割れは、熱間圧延後の工程でさらに大きな割れになったり、これが起点となって板が破断する場合がある。製造工程で板が破断すると歩留まりや製造効率が著しく低下する。さらには、製造ができなくなることもある。これを防ぐため、トリミングなどによってこの割れを除去するが、割れの部分だけを除去すると製造効率が大幅に低下し、全長にわたりトリミングを行うと歩留まり低下する。
また、鋼板表面は、圧延方向の長さが30mm以上かつ板厚深さ方向の長さが0.1mm以上の表面欠陥が5個/m2以下である必要がある。これを超える欠陥は、酸洗やグラインダー研磨など通常の工程では除去しきれず、最終製品に欠陥として残存しやすい。なお、長さ30ｍｍ以上に伸びた表面欠陥は、長さ30ｍｍ毎に１個と数えた。これらの欠陥を除去するためには、欠陥部分のみを重点的に削り取るか、鋼板を一部切断して欠陥を含む部分を板幅全長に渡って除去しなければならず、歩留まり低下や工程負荷の増大につながる。なお、表面欠陥とは割れ、ヘゲ、線ヘゲ等である。
本発明の高Al含有フェライト系ステンレス冷延鋼板をさらに冷間圧延してステンレス箔とする場合、圧延回数や圧下率が大幅に増加するため、端部の割れや表面欠陥を起点とした破断や表面欠陥がより発生し易くなる。したがって、鋼板表面端部は圧延方向もしくは板幅方向に長さ10mm以上である端部割れが端部１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向もしくは板幅方向の長さが10mm以上かつ板厚深さ方向の長さが0.05mm以上である表面欠陥が5個/m2以下であることが好ましい。このような高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は、ステンレス箔として好適に用いることができる。
(3)スラブ割れ防止方法
本発明では、鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（1）のT1℃もしくは式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する、インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（1）のT1℃もしくは式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延する。
T1=4.5Cr％＋17Al％−50 式（1）
ただし、Cr％およびAl％は、それぞれCrあるいはAlの含有量(質量%)を表す。
T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50 式（2）
ただし、Cr％、Al％、Mo％およびW％は、それぞれCr、Al、Mo、Wの含有量(質量%)を表す。
このように、スラブもしくはインゴットの表面温度を制御してスラブもしくはインゴットを加熱炉に装入することでスラブ割れを抑制できる。以下、その抑制機構について説明する。
本発明では、鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（1）のT1℃もしくは式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する、インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（1）のT1℃もしくは式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延する。
T1=4.5Cr％＋17Al％−50 式（1）
ただし、Cr％およびAl％は、それぞれCrあるいはAlの含有量(質量%)を表す。
T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50 式（2）
ただし、Cr％、Al％、Mo％およびW％は、それぞれCr、Al、Mo、Wの含有量(質量%)を表す。
このように、スラブもしくはインゴットの表面温度を制御してスラブもしくはインゴットを加熱炉に装入することでスラブ割れを抑制できる。以下、その抑制機構について説明する。
冷却可能限界温度
スラブを熱延加熱炉に装入する際の表面温度と冷延鋼板の表面形状との相関性を、実施例の項目にて後述する方法で調査した。その結果、表面形状に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を得るために、スラブの表面温度が下回ってはならない温度、つまりスラブの冷却可能限界温度が存在することが明らかとなった。さらに、冷却可能限界温度と鋼成分との関係を調査した結果、以下の関係が成り立つことを見出した。
MoおよびWを含有しない場合、T1=4.5Cr％＋17Al％−50
MoあるいはWを含有する場合、T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50
ただし、T1あるいはT2は冷却可能限界温度（℃）、各元素記号はその成分元素の含有量(質量%)を表す。
スラブを熱延加熱炉に装入する際の表面温度と冷延鋼板の表面形状との相関性を、実施例の項目にて後述する方法で調査した。その結果、表面形状に優れた高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を得るために、スラブの表面温度が下回ってはならない温度、つまりスラブの冷却可能限界温度が存在することが明らかとなった。さらに、冷却可能限界温度と鋼成分との関係を調査した結果、以下の関係が成り立つことを見出した。
MoおよびWを含有しない場合、T1=4.5Cr％＋17Al％−50
MoあるいはWを含有する場合、T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50
ただし、T1あるいはT2は冷却可能限界温度（℃）、各元素記号はその成分元素の含有量(質量%)を表す。
スラブの表面温度がT1℃もしくはT2℃を下回ると、スラブ内部に割れが発生しやすくなり、割れが発生したスラブを熱間圧延さらには冷間圧延することで、熱延鋼板や冷延鋼板に欠陥が発生する。本式で示される温度を下回る前に熱延加熱炉に装入して再加熱することで、スラブに発生する割れを防止することができ、このスラブを圧延することで表面欠陥の少ない表面性状に優れた鋼板を得ることが可能となる。なお、上記はスラブから冷延鋼板を製造する場合であるが、インゴットから冷延鋼板を製造する場合も、スラブもしくはインゴットから熱延鋼板を製造する場合も同様の効果が得られることを確認した。
スラブ冷却速度
前述の方法で求めた冷却可能限界温度T1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入して熱間圧延を実施することで、スラブ割れを防止し表面形状に優れた熱延鋼板を得ることができるが、より表面性状に優れた熱延鋼板を得るためには、鋳造後の冷却中に発生する熱応力を緩和することが好ましい。このためには加熱炉装入前のスラブあるいはインゴットに対して、500℃〜T0℃（500＞T0）の温度域を平均冷却速度：50℃/h以下で冷却することが好ましい。なお、T0℃は、加熱炉装入前のスラブ表面あるいはインゴット表面の最低温度である。平均冷却速度が50℃/hを超えた場合、内部に過大な熱応力が生じで微細な割れが発生し、熱延鋼板の表面欠陥が増加する場合がある。なお、500℃を超えた温度では組織に十分な延性が存在し、熱応力が発生しても破断に至る懸念はない。従って、より表面性状に優れた熱延鋼板を得るためには、500℃〜T0℃の間の平均冷却速度を50℃/h以下とすることが好ましい。さらなる熱応力の緩和が必要な場合は、500℃〜T0℃の間の平均冷却速度を30℃/h以下とすることがより好ましい。
前述の方法で求めた冷却可能限界温度T1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入して熱間圧延を実施することで、スラブ割れを防止し表面形状に優れた熱延鋼板を得ることができるが、より表面性状に優れた熱延鋼板を得るためには、鋳造後の冷却中に発生する熱応力を緩和することが好ましい。このためには加熱炉装入前のスラブあるいはインゴットに対して、500℃〜T0℃（500＞T0）の温度域を平均冷却速度：50℃/h以下で冷却することが好ましい。なお、T0℃は、加熱炉装入前のスラブ表面あるいはインゴット表面の最低温度である。平均冷却速度が50℃/hを超えた場合、内部に過大な熱応力が生じで微細な割れが発生し、熱延鋼板の表面欠陥が増加する場合がある。なお、500℃を超えた温度では組織に十分な延性が存在し、熱応力が発生しても破断に至る懸念はない。従って、より表面性状に優れた熱延鋼板を得るためには、500℃〜T0℃の間の平均冷却速度を50℃/h以下とすることが好ましい。さらなる熱応力の緩和が必要な場合は、500℃〜T0℃の間の平均冷却速度を30℃/h以下とすることがより好ましい。
製造方法
本発明の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は、通常のステンレス鋼板製造設備を用いて製造することができる。連続鋳造によって製造された鋼スラブ（インゴット）を大気中で放冷し、T1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入して熱間圧延（分塊圧延）して鋼板とする。より表面形状に優れた鋼板とするためには、表面温度が500℃〜T0℃の温度域を平均冷却速度50℃/h以下で冷却する。この場合、加熱炉や保温炉を用いて制御することができる。また、保温カバー等を被せてもよい。このように、スラブ（インゴット）をT1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入し、一般的な熱間圧延工程に供して熱延コイルとする。
本発明の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板は、通常のステンレス鋼板製造設備を用いて製造することができる。連続鋳造によって製造された鋼スラブ（インゴット）を大気中で放冷し、T1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入して熱間圧延（分塊圧延）して鋼板とする。より表面形状に優れた鋼板とするためには、表面温度が500℃〜T0℃の温度域を平均冷却速度50℃/h以下で冷却する。この場合、加熱炉や保温炉を用いて制御することができる。また、保温カバー等を被せてもよい。このように、スラブ（インゴット）をT1℃あるいはT2℃を下回る前に加熱炉に装入し、一般的な熱間圧延工程に供して熱延コイルとする。
熱延コイルはそのまま製品として用いても良いし、その後冷間圧延によって冷延鋼板や箔などに加工して用いても良い。さらには、パイプ形状に加工されてもよいし、プレス加工などによって成型品として用いてもよい。本発明の鋼板は、高いAlを含有していることから、メタルハニカムの他、高温での耐酸化性が求められる部材に好適である。たとえば、自動車などの車両の排気系部材（エキゾーストマニホールド、コンバーターケース、マフラー、熱交換器、フレキシブルチューブなど）、暖房器具や燃焼器具の排気用部材などが挙げられるが、特にこれらの用途に限定されるものではない。
実施例に基づいて本発明を具体的に説明する。
表１の鋼記号A〜Pに示す化学組成の鋼を高周波真空炉で溶製し、約100mm×約100mm×約140mm高さの鋳片に鋳込んだ。凝固が完了したら鋳型から取り外し、直ちに1000℃に加熱した電気炉に装入した。鋳型から取り外した鋳片の表面温度はおよそ1000℃であった。鋼塊が電気炉に装入された後、電気炉を制御して500℃〜T℃までの冷却速度を25℃/h、45℃/h、 75℃/hの3種類で徐冷を行い、表2、3に記載した表面温度に達した時点で電気炉から取り出し、直ちに加熱炉に装入して再加熱を行った。1200℃で30分間均熱処理を行った後、熱間圧延して厚さ4mm幅140mm長さ約1800mmの熱延鋼板とした。なお、熱間圧延中に鋳片の底部と頭部は切り捨てた。
表１の鋼記号A〜Pに示す化学組成の鋼を高周波真空炉で溶製し、約100mm×約100mm×約140mm高さの鋳片に鋳込んだ。凝固が完了したら鋳型から取り外し、直ちに1000℃に加熱した電気炉に装入した。鋳型から取り外した鋳片の表面温度はおよそ1000℃であった。鋼塊が電気炉に装入された後、電気炉を制御して500℃〜T℃までの冷却速度を25℃/h、45℃/h、 75℃/hの3種類で徐冷を行い、表2、3に記載した表面温度に達した時点で電気炉から取り出し、直ちに加熱炉に装入して再加熱を行った。1200℃で30分間均熱処理を行った後、熱間圧延して厚さ4mm幅140mm長さ約1800mmの熱延鋼板とした。なお、熱間圧延中に鋳片の底部と頭部は切り捨てた。
熱間圧延の途中に激しい割れが生じたものは、熱間圧延を中止してその後の評価は実施しなかった。
このようにして作製した熱延鋼板を長さ400mmに切断した。それぞれ1枚はそのままで、1枚は両端をトリミングして幅100mmとした後、1000℃で1分間保持する熱処理を行った。さらに、ショットブラストおよびフッ酸と硝酸の混合酸を用いた酸洗によって表面スケールを除去した後、冷間圧延を行って、板厚1mm幅140mm長さ約1600mmの冷延鋼板を得た。
以上の方法で得られた熱延鋼板および冷延鋼板について、下記に示す方法で表面形状の評価を実施した。
鋼板表面の割れや疵の有無を目視で調査し、鋼板端部の割れ(耳割れ)やそれ以外の表面欠陥が発見された場合、割れの長さおよび個数を測定した。熱延鋼板および冷延鋼板それぞれについて実施し、以下のように評価した。
◎（優れる）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個以下、かつ、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が1個/m2以下の場合
○（良好）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個以下、かつ、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が5個/m2以下の場合
△（不良）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個超え、または、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が5個/m2超えの場合
×（圧延中止）熱間圧延中もしくは冷間圧延中に激しい割れが生じ、圧延作業を中止したもの
なお、長さ30ｍｍ以上に伸びた表面欠陥は、長さ30ｍｍ毎に１個と数えた。
評価が、◎もしくは○であれば本発明の目的を達成し、良好な鋼板が得られるものと判断し合格とした。
以上の結果を表2、3に示す。
◎（優れる）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個以下、かつ、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が1個/m2以下の場合
○（良好）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個以下、かつ、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が5個/m2以下の場合
△（不良）：長さ20mm以上の端部の割れ（耳割れ）が端部1ｍあたり１個超え、または、深さ0.1mm以上かつ圧延方向の長さ30mm以上の表面欠陥が5個/m2超えの場合
×（圧延中止）熱間圧延中もしくは冷間圧延中に激しい割れが生じ、圧延作業を中止したもの
なお、長さ30ｍｍ以上に伸びた表面欠陥は、長さ30ｍｍ毎に１個と数えた。
評価が、◎もしくは○であれば本発明の目的を達成し、良好な鋼板が得られるものと判断し合格とした。
以上の結果を表2、3に示す。
表2、3より、スラブ表面温度がMoおよびWを含有しない場合、T1=4.5Cr％＋17Al％−50、MoあるいはWを含有する場合、T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50で計算される温度を下回る前に再加熱して製造した試験片は、熱延鋼板が◎もしくは○の評価で、良好な鋼板を得ることができた。特に、スラブ冷却速度を45℃/hとした場合は、75℃/hとした場合に比べて、より多くの試験片（鋼板）において◎の評価が得られた。鋼記号E、K、L、MのようなT1もしくはT2計算値が150℃を超えるような鋼板においては、さらに冷却速度を低下させて25℃/hとすることで、◎（優れる）の評価が得られた。
一方、成分が本発明範囲外の鋼記号N、O、Pでは、熱間圧延中に激しい割れが生じたため作業を中止し×（不良）評価とした。
成分は本発明範囲内であるが加熱炉で再加熱した際のスラブ表面温度がT1もしくはT2計算値を下回る試験片No.49〜64の鋼板では、No.59〜64の鋼板が熱間圧延中に激しい割れが生じたため作業を中止し×（不良）評価とした。また、Ｎｏ．50、54、55および58の鋼板では、トリミングをしていない板が冷間圧延中に激しい割れが生じたため作業を中止し×（不良）評価とした。Ｎｏ．49、52、56および57の鋼板は、冷間圧延材の評価が△（不良）の評価であった。
以上の結果より、本発明では、鋳片割れを防止し表面性状に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼板を得ることが可能となった。
Claims (7)
- 成分組成として、質量%で、C:0.001〜0.050%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.01〜1.0%、S:0.01%以下、P:0.05%以下、Cr:15.0〜30.0％、Ni:0.01〜0.60%、Al:2.5〜6.5％、N:0.001〜0.050%を含有し、さらに、Ti:0.01〜0.30%、Nb:0.01〜0.30%、Zr:0.005〜0.20%、Hf:0.005〜0.20%、REM:0.005〜0.20%のうちの1種以上を含有し、更に、Ca:0.0005〜0.0200％、Mg:0.0002〜0.0200％のうち少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ 2 以下であることを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス鋼板。 - 請求項１に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板を用いた高Al含有フェライト系ステンレス箔。
- 請求項１に記載の成分組成からなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、
スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する、
インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（1）のT1℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延する
ことを特徴とする、
鋼板圧延方向端部には、20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T1=4.5Cr％＋17Al％−50 式（1）
ただし、Cr％およびAl％は、それぞれCrあるいはAlの含有量(質量%)を表す。 - 成分組成として、質量%で、C:0.001〜0.050%、Si:0.01〜2.0%、Mn:0.01〜1.0%、S:0.01%以下、P:0.05%以下、Cr:15.0〜30.0％、Ni:0.01〜0.60%、Al:2.5〜6.5％、N:0.001〜0.050%を含有し、さらに、Ti:0.01〜0.30%、Nb:0.01〜0.30%、Zr:0.005〜0.20%、Hf:0.005〜0.20%、REM:0.005〜0.20%のうちの1種以上を含有し、更に、MoおよびWのうち少なくとも一種を合計で0.10〜6.0%含有してなる鋼を、スラブもしくはインゴットに鋳造し、
スラブに鋳造した場合は、スラブの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記スラブを装入して加熱し、次いで熱間圧延する
インゴットに鋳造した場合は、インゴットの表面温度が式（２）のT2℃を下回る前に加熱炉に前記インゴットを装入して加熱し、次いで分塊圧延し熱間圧延する
ことを特徴とする、
鋼板圧延方向端部には、長さが20ｍｍ以上である端部割れが端部長さ１ｍ当たり1個以下であり、鋼板表面には、圧延方向の長さが30ｍｍ以上かつ板厚深さ方向に長さが0.1ｍｍ以上である表面欠陥が5個/ｍ2以下である高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
T2=4.5Cr％＋17Al％＋6(Mo％＋W％)−50 式（2）
ただし、Cr％、Al％、Mo％およびW％は、それぞれCr、Al、Mo、Wの含有量(質量%)を表す。 - 加熱炉挿入前の前記スラブあるいは前記インゴットに対して、500℃〜T0℃の温度域を平均冷却速度：50℃/h以下で冷却することを特徴とする請求項３または４に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ただし、前記T0℃は、加熱炉挿入前のスラブ表面あるいはインゴット表面の最低温度である。 - 前記熱間圧延後または前記分塊圧延後に、さらに冷間圧延を行うことを特徴とする請求項３〜５のいずれか一項に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 請求項１に記載の高Al含有フェライト系ステンレス鋼板に、冷間圧延を行うことを特徴とする高Al含有フェライト系ステンレス箔の製造方法。
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