JP6813142B1 - Ａｌ系めっきステンレス鋼板、および、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

Ａｌ系めっきステンレス鋼板、および、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明のＡｌ系めっきステンレス鋼板は、めっき基板と、めっき基板の表面の溶融Ａｌ系めっき層とを有するものであって、めっき基板の成分組成を所定の成分組成とし、めっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量及びＷ含有量、めっき基板の板厚並びに溶融Ａｌ系めっき層の厚さについて、所定の関係を満足させたものである。本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、前記Ａｌ系めっきステンレス鋼板に、所定の熱処理を施して製造するものである。

Description

本発明は、耐酸化性に優れ、かつ、板厚が薄い場合であっても、反りや歪みといった変形の少ないフェライト系ステンレス鋼板の製造用素材となるＡｌ系めっきステンレス鋼板に関する。
また、本発明は、耐酸化性に優れ、かつ、板厚が薄い場合であっても、反りや歪みといった変形の少ないフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関する。
フェライト系ステンレス鋼は、高温での耐酸化性に優れる。そのため、フェライト系ステンレス鋼は、例えば、板厚：２０〜２００μｍ程度の鋼板、いわゆる箔材（以下、ステンレス箔ともいう）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、大型芝刈り機および小型発電機などの排ガス浄化装置の触媒担体（以下、メタルハニカムともいう）に使用されている。
メタルハニカムは、例えば、平坦なステンレス箔（平箔）と波状に加工されたステンレス箔（波箔）とを交互に積み重ねてなるハニカム構造を有する。なお、ステンレス箔同士はろう付け等によって固定されている。そして、ステンレス箔の表面に、触媒物質が塗布される。
メタルハニカムに使用されるステンレス箔には、高温での耐酸化性に優れることに加え、高温で使用されても形状が変化しないこと（耐形状変化性）などが求められる。これは、ステンレス箔が変形すると触媒層が剥離したり、メタルハニカムの孔が潰れて排ガスが通り難くなるためである。
一般的に、ステンレス鋼中のＡｌ含有量が増加すると、高温での耐酸化性および耐形状変化性が向上する。しかし、Ａｌは鋼の靭性を低下させる元素である。そのため、Ａｌ含有量が増加するほど、熱間圧延や冷間圧延の際に割れや破断が発生し易くなってしまう。
そのため、高いＡｌ含有量のステンレス鋼板（ステンレス箔）を製造する方法として、以下のような方法が提案されている。
すなわち、Ａｌ含有量が低いステンレス鋼板をめっき基板として、その表面にＡｌ系めっきを施し、ついで、得られたＡｌ系めっきステンレス鋼板に熱処理を施す。これにより、Ａｌ系めっきに含まれるＡｌを鋼中に拡散させて、高いＡｌ含有量のステンレス鋼板（ステンレス箔）を製造する方法である。
上記のようなＡｌ系めっきステンレス鋼板として、例えば、特許文献１には、
「重量％で，Ｃ：０.０５％以下，Ｓｉ：１.０％以下，Ｍｎ：１.０％以下，Ｃｒ：１０〜３０％，Ｎ：０.０５％以下，Ｍｏ：０.１〜４.０％，希土類元素及びＹからなる群より選ばれた１種または２種以上の元素の合計：０.０１〜０.２％，残部が鉄および不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板にアルミニウムまたはアルミニウム基合金をめっきしてなる耐高温酸化性に優れたＡｌめっきステンレス鋼板。」
が開示されている。
特開平７―２３３４５１号公報
ところで、ステンレス鋼板にＡｌ系めっきを施す方法としては、溶融めっき法や蒸着法が挙げられる。しかし、蒸着法は、一般的に生産効率が低い。そのため、生産性の観点から、溶融めっき法により、ステンレス鋼板にＡｌ系めっきを施すことが望まれる。
しかし、特許文献１の技術において、溶融めっき法によりＡｌ系めっきを施すと、Ａｌ系めっきに含まれるＡｌをめっき基板であるステンレス鋼板中へ拡散させる熱処理（以降、拡散熱処理と表現することがある）の際に、反りや歪みといった変形が生じやすいという問題がある。特に、拡散熱処理において、めっき基板となるステンレス鋼板の板厚が薄い、例えば、板厚が２００μｍ以下の場合や、拡散熱処理により増加させるＡｌ量が多い場合には、上記の変形が顕著になる。
拡散熱処理後に得られる鋼板では、Ａｌが多量に固溶しているので、強度が大幅に上昇している。そのため、拡散熱処理の際に、鋼板に反りや歪みといった変形が生じてしまうと、元の形に矯正することが非常に困難である。また、上記のＡｌ系めっきステンレス鋼板を所定の部品形状に加工した後に拡散熱処理を施す場合でも、拡散熱処理時に変形が生じ、部品形状が変形するという問題が生じる。
本発明は、上記の問題を解決するために開発されたものであって、耐酸化性に優れ、かつ、板厚が薄い場合であっても、反りや歪みといった変形の少ないフェライト系ステンレス鋼板の製造用素材となる、Ａｌ系めっきステンレス鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、耐酸化性に優れ、かつ、板厚が薄い場合であっても、反りや歪みといった変形の少ないフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、種々検討を重ねた。まず、発明者らは、Ａｌ系めっきステンレス鋼板に拡散熱処理を施す際に、反りや歪みといった変形が生じる原因について、調査・検討を重ねた。
その結果、この変形は、めっき基板であるステンレス鋼板（以下、単にめっき基板ともいう）中にＡｌが拡散する際の密度変化に起因することを突き止めた。
すなわち、めっき基板中にＡｌが拡散固溶すると、めっき基板の密度が低下して、体積が増加しようとする。拡散熱処理の過程では、めっき基板の表層部のＡｌ含有量が中心部のＡｌ含有量より高くなり、めっき基板の板厚方向に密度が異なる状態が生じる。また、めっき基板表面のＡｌ付着量が不均一になると、めっき基板表面の面内方向でも密度が異なる状態が生じる。その結果、鋼板内部に応力が発生する。ステンレス鋼板、特にフェライト系ステンレス鋼板は、高温での強度が低いので、鋼板が応力に耐えられず、反りや歪みといった変形が生じる。
特に、溶融めっき法によりＡｌ系めっきを行った場合は、めっき基板表面のＡｌ付着量が不均一になりやすい。そのため、めっき基板表面の面内方向での密度が異なる状態も顕著となる。また、めっき基板の板厚が薄い場合は、板厚が厚い場合よりも小さな荷重で変形が生じる。さらに、拡散熱処理によって増加させるＡｌ量が多い場合は、拡散時の体積変化量が大きくなる。そのため、めっき基板の板厚方向に密度が異なる状態もより顕著となる。以上の理由から、溶融めっき法によりＡｌ系めっきを施した板厚の薄いステンレス鋼板に、拡散熱処理を施すと、上記の変形が顕著になる。
そこで、発明者らは、上記の知見を基に、拡散熱処理の際に生じる、反りや歪みといった変形を抑制するべく、さらに検討を重ねた。
その結果、以下の知見を得た。
すなわち、
・めっき基板の厚さとめっき基板の表面に形成する溶融Ａｌ系めっき層の厚さを適正化し、かつ、これら厚みに応じて、めっき基板の成分組成にＭｏおよびＷのうち１種または２種を適正量含有させ、
・同時に、めっき基板の成分組成にＺｒ、ＨｆおよびＲＥＭのうちから選ばれる少なくとも１種を適正量含有させる、
ことが有効である。これにより、拡散熱処理の際に反りや歪といった変形が発生することを防止できる。
この理由について、発明者らは次のように考えている。
すなわち、
（１）拡散熱処理によって増加するＡｌ量は、めっき基板の厚さに対するめっき基板の表面に形成される溶融Ａｌ系めっき層の厚さの比（以下、厚さの比ともいう）によって変化する。
（２）ＭｏおよびＷは、高温での強度を上昇させる元素である。そのため、拡散熱処理により増加するＡｌ量、換言すれば、厚さの比を一定の範囲とし、この厚さの比に応じて、めっき基板の成分組成のＭｏおよびＷ含有量を調整することにより、めっき基板の高温での強度を高めて拡散熱処理時に発生する変形を抑制することが可能となる。
（３）また、溶融めっきを行う際には、溶融したＡｌまたはＡｌ合金中にめっき基板を浸漬する。
（４）そのため、めっき基板の浸漬前に、めっき基板の板温を、溶融したＡｌまたはＡｌ合金の温度と同程度の６５０〜７５０℃程度まで昇温させることが必要となる。
（５）この際、めっき基板中のＣｒが酸化して、めっき基板の表面にＣｒ2Ｏ3皮膜が生成する場合がある。めっき基板の表面にこのようなＣｒ2Ｏ3皮膜が生成すると、めっき処理の際のＡｌ系めっきの付着性が低下する。そのため、めっき基板表面のＡｌ付着量が不均一になりやすい。
（６）この点、めっき基板の成分組成にＺｒ、ＨｆおよびＲＥＭのうちから選ばれる少なくとも１種を適正量含有させる、特には、Ｚｒおよび／またはＨｆとＲＥＭとを複合含有させることにより、Ｃｒ2Ｏ3皮膜の生成が有効に抑制されて、Ａｌ系めっきの付着性が改善される。その結果、めっき基板表面におけるＡｌ付着量の不均一化が抑制される。
（７）上記の相乗効果により、溶融めっき法によりＡｌ系めっきを施した板厚の薄いステンレス鋼板に、拡散熱処理を施す場合であっても、反りや歪といった変形を有効に防止しながら、鋼中のＡｌ量を大幅に（具体的には、２．５質量％以上）増加させる、換言すれば、耐酸化性を大幅に高めることが可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．めっき基板と、該めっき基板の表面の溶融Ａｌ系めっき層とを有する、Ａｌ系めっきステンレス鋼板であって、
前記めっき基板は、質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１１．０〜３０．０％、
Ａｌ：１．００％以下、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％および
Ｎ：０．０３０％以下
を含有するとともに、
Ｍｏ：２．５〜６．０％および
Ｗ：２．５〜６．０％
のうちから選ばれる少なくとも１種と、
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．２０％および
ＲＥＭ：０．０１〜０．２０％
のうちから選ばれる少なくとも１種と、
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するフェライト系ステンレス鋼板であり、
次式（１）および（２）の関係を満足する、Ａｌ系めっきステンレス鋼板。
２.５≦ΔＡｌ≦ ７.０ ・・・（１）
Ｍｏ＋Ｗ−（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）≧０ ・・・（２）
ここで、
ΔＡｌ＝３０×ｔ／Ｔ ・・・（３）
である。
また、上掲式（１）〜（３）において、
Ｍｏ：めっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量（質量％）
Ｗ：めっき基板の成分組成におけるＷ含有量（質量％）
Ｔ：めっき基板の板厚（μｍ）
t ：溶融Ａｌ系めっき層の厚さ（めっき基板の両面に溶融Ａｌ系めっき層を有する場合、めっき基板両面の溶融Ａｌ系めっき層の合計厚さ)（μｍ）
である。
２．前記めっき基板の成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％および
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板。
３．前記１または２に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、６００℃〜１３００℃の温度域で１分以上保持する熱処理を施す、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
４．前記１または２に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、冷間圧延を施したのち、６００℃〜１３００℃の温度域で１分以上保持する熱処理を施す、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、耐酸化性に優れ、かつ、板厚が薄い場合であっても、反りや歪みといった変形の少ないフェライト系ステンレス鋼板の製造用素材となる、Ａｌ系めっきステンレス鋼板を得ることができる。また、本発明のＡｌ系めっきステンレス鋼板は、溶融めっき法により製造できるので、生産性の点でも非常に有利である。
さらに、本発明のＡｌ系めっきステンレス鋼板から製造されるフェライト系ステンレス鋼板は、特に高温での耐酸化性に優れるので、自動車や二輪車の触媒担体、および、これら触媒担体の外筒材、自動車や二輪車のマフラー配管用部材、暖房器具や燃焼器具の排気管用部材などに好適に用いることができる。加えて、本発明のＡｌ系めっきステンレス鋼板から製造されるフェライト系ステンレス鋼板は、トラクターやコンバインなどの農業機械、ブルドーザーやショベルカーなどの建設機械の排ガス浄化装置用触媒担体のほか、工場排ガスの浄化装置用触媒担体などとしても好適に用いることができる。
ΔＡｌおよびめっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量が、拡散熱処理時の変形および耐酸化性に及ぼす影響を示した図である。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板は、所定の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼板であるめっき基板（以下、単にめっき基板ともいう）と、該めっき基板の表面の溶融Ａｌ系めっき層とを有するものである。
まず、上記めっき基板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０３０％以下
Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、鋼板の靭性が低下して、めっき基板の製造が困難になる。このため、Ｃ含有量は０．０３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｃ含有量の下限については特に限定されるものではないが、Ｃ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：１．５０％以下
Ｓｉは、鋼の耐酸化性を高める効果がある。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、鋼が過度に硬化して、鋼板を所定の部品形状に加工することが困難になる。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｍｎ：１．００％以下
Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼の耐酸化性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．１５％以下である。ただし、Ｍｎ含有量を０．０１％未満にしようとすると精錬が困難になるので、Ｍｎ含有量は０．０１％以上が好ましい。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐ含有量が０．０４０％を超えると、鋼の靭性および延性が低下してめっき基板の製造が困難になる。このため、Ｐ含有量は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含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐはコストの上昇を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、熱間加工性が低下してめっき基板の製造が困難になる。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓはコストの上昇を招く。そのため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１１．０〜３０．０％
Ｃｒは、高温での耐酸化性を確保する上で必要な元素である。ここで、Ｃｒ含有量が１１．０％未満では、高温での耐酸化性を十分に確保できない。一方、Ｃｒ含有量が３０．０％を超えると、製造過程におけるスラブや熱延鋼板の靭性が低下して、めっき基板の製造が困難となる。このため、Ｃｒ含有量は１１．０〜３０．０％とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１５．０％以上、より好ましくは１８．０％以上、さらに好ましくは２０．５％以上である。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは２６．０％以下、より好ましくは２２．０％以下、さらに好ましくは２１．５％以下である。
Ａｌ：１．００％以下
Ａｌは、高温でＡｌ2Ｏ3を主成分とする酸化皮膜を生成して、耐酸化性を向上させる効果がある。しかし、Ａｌは鋼の靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、熱延鋼板や冷延鋼板の脱スケール工程や圧延工程において、割れや破断が生じやすくなり、めっき基板の製造が困難になる。従って、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．１０％未満である。下限については特に限定されるものではないが、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好適である。
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｎｉは、メタルハニカムを製造する際のろう付け性を向上させる効果がある。このような効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｎｉはオーステナイト組織を安定化させる元素である。そのため、Ｎｉ含有量が多くなる、特には、０．５０％を超えると、メタルハニカムとしての使用時にオーステナイト組織が生成しやすくなる。すなわち、メタルハニカムとしての使用時に、高温での酸化が進行して鋼中のＡｌが枯渇すると、オーステナイト組織が生成しやすくなる。オーステナイト組織が生成すると、部品の熱膨張係数が変化して、結果的に、部品の破断などの不具合を招くおそれがある。このため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下である。
Ｎ：０．０３０％以下
Ｎ含有量が０．０３０％を超えると、靱性が低下してめっき基板の製造が困難になる。このため、Ｎ含有量は０．０３０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｎはコストの上昇を招く。そのため、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：２．５〜６．０％およびＷ：２．５〜６．０％のうちから選ばれる少なくとも１種
ＭｏおよびＷは、高温での強度を増加させ、拡散熱処理時の変形を抑制する効果がある。この効果は、Ｍｏ含有量および／またはＷ含有量が２．５％以上で得られる。一方、Ｍｏ含有量およびＷ含有量が６．０％を超えると、加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量およびＷ含有量はそれぞれ、２．５〜６．０％とする。Ｍｏ含有量およびＷ含有量はそれぞれ、好ましくは５．０％以下である。
なお、ＭｏおよびＷを同時に含有させる場合には、加工性の低下を防ぐ観点から、ＭｏおよびＷの合計含有量を６．０％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、Ｈｆ：０．０１〜０．２０％およびＲＥＭ：０．０１〜０．２０％のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭは、Ａｌ系めっきの付着性（以下、単にめっき付着性ともいう）を向上させる効果を有する。前述したように、Ａｌ系めっきを施す際には、溶融したＡｌまたはＡｌ合金中にめっき基板を浸漬するため、めっき基板の浸漬前に、めっき基板の板温を、溶融したＡｌまたはＡｌ合金の温度と同程度の６５０〜７５０℃程度まで昇温させる必要がある。しかし、当該昇温の際に、めっき基板の表面にＣｒ2Ｏ3皮膜が生成すると、めっき付着性が低下する。この点、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭは、上記昇温の際のＣｒ 2Ｏ3皮膜の成長速度を低減させて、めっき付着性を改善する効果がある。このような効果を得る観点から、Ｚｒ含有量、Ｈｆ含有量およびＲＥＭ含有量は０．０１％以上とする。しかし、Ｚｒ含有量、Ｈｆ含有量およびＲＥＭ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が低下してめっき基板の製造が困難になる。このため、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭの含有量はぞれぞれ０．０１〜０．２０％とする。Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０２％以上である。また、ＺｒおよびＨｆの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。また、ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
なお、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭのうちいずれか１種を含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよいが、めっき付着性を改善する観点からは、Ｚｒおよび／またはＨｆとＲＥＭとを複合して含有させることが特に有利である。また、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭを２種以上含有させる場合には、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭの合計の含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。
ここで、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。また、ＲＥＭとして、上記のＳｃ、Ｙおよびランタノイド系元素のうちの１種の元素を含有させてもよいし、２種以上の元素を同時に含有させてもよい。
以上、基本成分について説明したが、上記の基本成分に加えて、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％およびＣｏ：０．０１〜０．５０％のうちから選ばれる１種または２種以上、
を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜０．１０％
Ｃｕは、鋼中に析出して高温強度を向上させる効果がある。この効果は、Ｃｕ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｃｕ含有量が０．１０％を超えると、鋼の靭性の低下を招く。よって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は０．０１〜０．１０％とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％
Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合して靭性を向上させる効果や、耐酸化性を向上させる効果がある。これらの効果は、Ｔｉ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、メタルハニカムとして使用される際に高温で生成するＡｌ2Ｏ3皮膜中に、Ｔｉ酸化物が多量に混入するようになる。その結果、高温での耐酸化性の低下を招く。よって、Ｔｉを含有させる場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％
Ｎｂは、鋼中のＣやＮと結合して靭性を向上させる効果がある。この効果は、Ｎｂ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると、メタルハニカムとして使用される際に高温で生成するＡｌ2Ｏ3皮膜中に、Ｎｂ酸化物が多量に混入するようになる。その結果、高温での耐酸化性の低下を招く。よって、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、鋼中のＣやＮと結合して靭性を向上させる効果がある。この効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、メタルハニカムとして使用される際に高温で生成するＡｌ2Ｏ3皮膜中に、Ｖ酸化物が多量に混入するようになる。その結果、高温での耐酸化性の低下を招く。よって、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｂは、鋼の粒界を強化し、めっき基板の製造過程における熱間圧延での割れを防ぐ効果がある。この効果は、Ｂ含有量が０．０００１％以上で得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、耐酸化性の低下を招く。よって、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．０００１〜０．００５０％とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下である。
Ｃａ:０．０００２〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％
適量のＣａあるいはＭｇは、メタルハニカムとして使用される際に形成されるＡｌ2Ｏ3皮膜の鋼に対する密着性の向上と成長速度の低減によって、耐酸化性を向上させる効果がある。この効果は、Ｃａ含有量が０．０００２％以上、Ｍｇ含有量が０．０００２％以上で得られる。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上、Ｍｇ含有量は０．００１５％以上である。さらに好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１０％以上である。しかし、これらの元素を過剰に添加すると、靭性の低下や耐酸化性の低下を招くおそれがある。よって、ＣａおよびＭｇを含有させる場合、Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量およびＭｇ含有量はそれぞれ、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
Ｃｏは、鋼の熱膨張率を低下させて、拡散熱処理時の変形を抑制する効果がある。この効果は、Ｃｏ含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、鋼の強度が上昇して箔材の製造性が低下する。よって、Ｃｏを含有させる場合、その含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。
なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
また、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の板厚は特に限定されるものではないが、板厚が厚くなるとめっき層を厚くする必要があり、めっき処理における生産性が低下する。このため、めっき基板の板厚は１．０ｍｍ以下が好ましい。また、下限については、めっき処理時の強度を確保するために３０μｍとすることが好ましい。
特に、後述する溶融Ａｌめっき処理後の追加の圧延加工を行う場合、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の好適板厚は０．１〜１．０ｍｍである。めっき基板の板厚が１．０ｍｍを超えると、拡散熱処理後に必要なＡｌ含有量を得るためにめっき層を厚くする必要があるため、めっき処理における生産性が低下する。一方、めっき基板の板厚が０．１ｍｍ未満になると、めっき処理を行う鋼帯が長くなり、やはりめっき処理における生産性が低下する。よって、溶融Ａｌめっき処理後の追加の圧延加工を行う場合、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の好適板厚は０．１〜１．０ｍｍである。より好ましい板厚は、０．２ｍｍ以上である。また、より好ましい板厚は、０．５ｍｍ以下である。
また、後述する追加の圧延加工を行わない場合、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の好適板厚は２０〜２００μｍである。より好ましくは１５０μｍ以下、さらに好ましくは１００μｍ以下である。また、より好ましくは３０μｍ以上である。
次に、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の表面に設ける溶融Ａｌ系めっき層について説明する。
溶融Ａｌ系めっき層は、溶融Ａｌめっきまたは溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっきにより形成されるめっき層である。
ここで、溶融Ａｌめっき（浴）の成分組成は、Ａｌおよび不可避的不純物である。また、溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっき（浴）の成分組成は、Ａｌ、１５．０質量％以下のＳｉ、および、不可避的不純物である。
なお、溶融Ａｌ-Ｓｉ合金めっき（浴）に含まれるＳｉは、めっき処理時に溶融Ａｌ系めっき層とめっき基板との界面におけるＦｅ−Ａｌ系金属間化合物相の生成を抑制し、溶融Ａｌ系めっき層の耐剥離性や加工性を向上させる効果を有する。しかし、溶融Ａｌ系めっき層のＳｉ含有量が１５．０質量％を超えると、Ａｌ系めっき層中に柱状のＳｉが析出し、耐剥離性や加工性が低下する場合がある。このため、溶融Ａｌ-Ｓｉ合金めっき（浴）のＳｉ含有量は、１５．０質量％以下とすることが好ましい。なお、溶融Ａｌ-Ｓｉ合金めっき（浴）のＳｉ含有量の下限は特に限定されるものではないが、１．０質量％とすることが好ましい。
また、溶融Ａｌめっき（浴）および溶融Ａｌ-Ｓｉ合金めっき（浴）の不可避的不純物としては、例えば、Ｂ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｌａ、Ｃｅ等が挙げられ、その合計量は１質量％以下であれば許容できる。
なお、めっき基板の表面に形成される溶融Ａｌ系めっき層の成分組成は、溶融Ａｌめっき（浴）および溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっき（浴）の成分組成と必ずしも一致するものではない。
すなわち、溶融Ａｌ系めっき層には、めっき処理中におけるめっき浴とめっき基板との反応で、めっき浴中に取り込まれるめっき基板成分や、めっき浴中の不可避的不純物なども含まれるようになる。溶融Ａｌ系めっき層に取り込まれるめっき基板成分としては、例えば、ＦｅやＣｒが挙げられる。また、溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっき（浴）の場合には、Ｓｉも、溶融Ａｌ系めっき層に取り込まれる。
例えば、一実施形態において、上記のめっき基板を使用して、後述のめっき処理方法により、上記の溶融Ａｌめっき（浴）または溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっき（浴）で溶融Ａｌ系めっき層を形成する場合、当該溶融Ａｌ系めっき層は、８０質量％以上のＡｌと、合計で２０質量％以下の残部（例えば、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒおよび／または不可避的不純物）とから構成される。なお、Ａｌ系めっき層に含まれる不可避的不純物（Ａｌ、Ｓｉ、ＦｅおよびＣｒ以外の成分）の合計量は、好適には１質量％以下である。
また、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板では、次式（１）および（２）の関係を満足させることが重要である。
２.５≦ΔＡｌ≦ ７.０ ・・・（１）
Ｍｏ＋Ｗ−（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）≧０ ・・・（２）
ここで、
ΔＡｌ＝３０×ｔ／Ｔ ・・・（３）
とする。
また、上掲式（１）〜（３）において、
Ｍｏ：めっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量（質量％）
Ｗ：めっき基板の成分組成におけるＷ含有量（質量％）
Ｔ：めっき基板の板厚（μｍ）
t ：溶融Ａｌ系めっき層の厚さ（めっき基板の両面に溶融Ａｌ系めっき層を有する場合、めっき基板両面の溶融Ａｌ系めっき層の合計厚さ)（μｍ）
である。
すなわち、発明者らが、種々のめっき基板の板厚およびＡｌ含有量、ならびに、種々の溶融Ａｌめっきまたは溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっきを用いて得た種々の溶融Ａｌ系めっき層の厚さとなるＡｌ系めっきステンレス鋼板を作成し、拡散熱処理により増加するＡｌ量について検討を重ねたところ、拡散熱処理により増加するＡｌ量は、めっき基板の板厚、および、溶融Ａｌ系めっき層の厚さを用いて、３０×ｔ／Ｔにより予測できることがわかった。
この点を基に、発明者らがさらに検討を重ねたところ、拡散熱処理により増加するＡｌ量、換言すれば、ΔＡｌを２．５〜７．０の範囲（好ましくは、３．０〜６．５の範囲、より好ましくは４．０〜６．０の範囲）内に調整すれば、ΔＡｌに応じて、めっき基板の成分組成のＭｏおよびＷ含有量を調整する、具体的には上掲式（２）を満足させることによって、拡散熱処理時に発生する変形を有効に抑制することが可能となるとの知見を得た。
以下、上記の知見を導き出すに至った実験について、説明する。
（実験）
５０ｋｇ小型真空溶解炉によって溶製した表１に示す成分組成となるスラブ（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を、１２００℃に加熱後、９００〜１２００℃の温度域で熱間圧延して板厚：２.０ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板を、大気中、９００℃、１分間の条件で熱延板焼鈍した。ついで、温度：８０℃の２０質量％硫酸水溶液中に６０秒浸漬後、温度：５５℃の１５質量％硝酸−３質量％弗酸混合酸水溶液中に３０秒浸漬する酸洗処理により、熱延鋼板の表面スケールを除去した。ついで、熱延鋼板を冷間圧延して表２に示す板厚Ｔの冷延鋼板（フェライト系ステンレス鋼板）とした。
かくして得られた冷延鋼板をめっき基板として、実施例と同じ要領で、溶融めっき法によりめっき処理を行い、Ａｌ系めっきステンレス鋼板を得た。
そして、後述する実施例と同じ要領で、溶融Ａｌ系めっき層の厚さｔの測定を行った。
ついで、Ａｌ系めっきステンレス鋼板に追加の冷間圧延加工を行った後、拡散熱処理を施し、最終製品となるフェライト系ステンレス鋼板を得た。なお、この熱処理はいずれも、１×１０-1Ｐａ以下の真空中において、１１００℃で３０分保持し、そのまま炉冷することにより行った。
そして、後述する実施例と同じ要領で、（１）熱処理時の変形、および（２）耐酸化性を評価し、評価結果を図１にプロットした。
なお、図１中、横軸はΔＡｌ、縦軸はめっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量（質量％）である。また、図１中の「○」は、（１）熱処理による変形、および（２）耐酸化性の評価がいずれも合格であることを、「×」は、（１）熱処理による変形、および（２）耐酸化性を評価の少なくとも一方が不合格であることを意味している。評価基準は、後述する実施例と同じである。
図１に示すように、ΔＡｌが２．５〜７．０の範囲で、かつ、めっき基板の成分組成におけるＭｏの含有量が（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）以上であれば、熱処理による変形を防止しつつ、優れた耐酸化性が得られていることがわかる。
また、発明者らがさらに実験を重ねたところ、ΔＡｌが２．５〜７．０の範囲であれば、Ｍｏの一部または全量をＷに置き換える、換言すれば、ＭｏとＷの合計含有量が（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）以上であれば、熱処理による変形を防止しつつ、優れた耐酸化性が得られることがわかった。
上記の実験結果を基に、発明者らは、さらに検討を重ね、上掲（１）式および（２）式を同時に満足させる、換言すれば、ΔＡｌに応じてめっき基板の成分組成のＭｏおよびＷ含有量を調整することに想到したのである。
なお、上掲（２）式については、次式（２）´を満足させることがより好ましい。
Ｍｏ＋Ｗ−（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）≧１．０ ・・・（２）´
また、溶融Ａｌ系めっき層の厚さｔは、後述する実施例と同じ要領で測定するものとすする。
なお、Ａｌ系めっきステンレス鋼板の溶融Ａｌ系めっき層は、めっき基板の片面だけに設けてもよく、また、両面に設けてもよい。ただし、めっき基板の片面のみに溶融Ａｌ系めっき層を設けた場合は、拡散熱処理時の体積変化量が板厚方向で不均一となりやすいので、溶融Ａｌ系めっき層はめっき基板の両面に設けることが好ましい。なお、溶融Ａｌ系めっき層を両面に設ける場合、片面あたりの溶融Ａｌ系めっき層の厚さは同程度（各面におけるめっき層の厚さの差を１０μｍ以内）とすることが好ましい。
次に、本発明の一実施形態に係るＡｌ系めっきステンレス鋼板の好適製造方法について、説明する。
すなわち、上記の成分組成（Ａｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の成分組成）を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法によりスラブとする。
ついで、このスラブに圧延加工を施して、めっき基板となるフェライト系ステンレス鋼板とする。
圧延加工方法は特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、冷間圧延と冷延板焼鈍とを施す方法や、スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延を施す方法などが挙げられる。なお、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍は任意の工程であり、両方を行ってもよいし、一方のみを行ってもよいし、両方を行わなくてもよい。また、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板焼鈍の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、スラブを１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱したのち、熱間圧延によって板厚：２．０〜６．０ｍｍ程度の熱延鋼板とし、その後、必要に応じて、酸洗や機械研磨によって脱スケールを施し、さらに、冷間圧延および冷延板焼鈍を施して、めっき基板となるフェライト系ステンレス鋼板を得る。
ついで、めっき基板となるフェライト系ステンレス鋼板に、溶融Ａｌ系めっきを施し、Ａｌ系めっきステンレス鋼板とする。めっき方法は特に限定されず、一般的な連続式溶融めっき設備において製造を行う方法などを採用すればよい。また、ゼンジミア法、フラックス法、プレめっき法等も適用可能である。
また、溶融Ａｌ系めっきのめっき浴の温度（以下、浴温ともいう）については、（凝固開始温度＋２０℃）〜７５０℃の範囲とすることが好ましい。
ここで、浴温の好適下限を（凝固開始温度＋２０℃）としたのは、めっき浴の局所的な浴温低下に起因しためっき成分の局所的な凝固を防止するためである。また、浴温が７５０℃を超えると、めっき基板表面に付着しためっきの急速冷却が難しくなり、ダレとよばれる外観不良の発生を招くおそれがある。このため、浴温の好適上限は、７５０℃とした。
加えて、めっき浴中の浸漬時間は、めっき基板の表面に十分な量のめっき層を形成する観点から、０．５秒以上とすることが好ましい。
なお、めっき浴としては、前述の溶融Ａｌめっきおよび溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっきを用いればよい。また、溶融Ａｌ系めっき層の厚さは、例えば、Ｎ2ガスワイピングにより、調整すればよい。
さらに、脱脂等の前処理の条件は特に限定はされず、常法に従えばよい。
加えて、めっき浴に浸入する際のめっき基板の温度（板温）については、特に限定されるものではないが、連続式溶融めっき設備を使用する場合、操業におけるめっき特性の確保や浴温の変化を防ぐ点から、めっき浴の温度の±２０℃以内に制御することが好ましい。
加えて、めっき浴への浸漬前のめっき基板の昇温条件も特に限定されるものではないが、昇温時にＣｒ2Ｏ3皮膜が生成することを極力抑制するため、Ｈ2とＮ2の混合雰囲気などの還元性ガス雰囲気とし、かつ、露点を−１５℃以下にすることが好ましい。
次に、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について、説明する。
すなわち、上記のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、６００℃〜１３００℃の温度域で１分以上保持する熱処理（拡散熱処理）を施すことにより、Ａｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板中に溶融Ａｌ系めっき層に含有されるＡｌを拡散させて、めっき基板中のＡｌ含有量を２．５質量％以上に高めることで製造される。
なお、拡散させるＡｌを均質化させる観点からは、９００℃〜１２００℃の温度域で１０分以上保持することが好ましい。保持時間の上限については特に限定されるものではないが、生産性などの観点から１２０分以下とすることが好ましい。
また、熱処理の雰囲気は、大気中でも問題ないが、酸化によるＡｌの消費を低減するために、１×１０-1Ｐａ以下の真空中、Ａｒなどの不活性雰囲気中、Ｎ2雰囲気中やＨ2とＮ 2の混合雰囲気中などの非酸化性雰囲気中で行うことが好ましい。
なお、この熱処理は、鋼板を最終的な部品に加工する前に行っても良いし、所定の部品形状に加工した後に行っても良い。メタルハニカムなど、部材の製造過程でろう付け熱処理が行われる場合や、部材の使用温度が９００℃を超える場合には、これらの昇温を上記の熱処理（拡散熱処理）の代用としてもよい。
さらに、上記の熱処理を行う前に、上記のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、追加の圧延加工（冷間圧延）を施して、板厚を薄くしてもよい。特に、板厚の薄いフェライト系ステンレス鋼板を製造する場合、めっき基板段階で最終板厚まで圧延すると、めっき処理の効率が低下する。また、めっき処理後に追加の圧延加工を行うことにより、めっき基板表面のＡｌ付着量の不均一が緩和される。よって、めっき基板段階で最終板厚まで圧延するよりも、めっき処理後に追加の圧延加工を行って、所望の最終板厚とすることが好ましい。
なお、このような追加の圧延加工を施す場合でも、拡散熱処理により増加するＡｌ量は、圧延加工前のめっき基板の板厚をＴ、および、圧延加工前のＡｌ系めっき層の厚さをｔとして、３０×ｔ／Ｔにより予測できる。
かくして製造されたフェライト系ステンレス鋼板（以下、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板ともいう）は、メタルハニカムに好適に用いることができる。また、メタルハニカムとして使用する際に、排ガスとの接触面積を増加させる観点からは、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板の板厚を２００μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１５０μｍ以下、さらに好ましくは１００μｍ以下である。また、下限については、強度を確保するために２０μｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは３０μｍ以上である。
また、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、Ａｌ含有量が２．５〜７．０質量％となる。また、溶融Ａｌ−Ｓｉ合金めっきによりＡｌ系めっきステンレス鋼板の溶融Ａｌ系めっき層を形成する場合、Ｓｉ含有量も増加して、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、Ｓｉ含有量が２．０質量％程度まで増加する場合がある。なお、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成におけるＡｌおよびＳｉ以外の元素の含有量については、基本的に、上述したＡｌ系めっきステンレス鋼板のめっき基板の成分組成と同程度となる。ただし、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成におけるＡｌおよびＳｉ以外の元素の含有量は、Ａｌ含有量やＳｉ含有量の増加に伴い相対的に減少する、具体的には、めっき基板の成分組成における各元素の含有量から１割程度減少する場合がある。
５０ｋｇ小型真空溶解炉によって溶製した表１および表４に示す成分組成となるスラブ（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を、１２００℃に加熱後、９００〜１２００℃の温度域で熱間圧延して板厚：２.０ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板を、大気中、９００℃、１分間の条件で熱延板焼鈍した。ついで、温度：８０℃の２０質量％硫酸水溶液中に６０秒浸漬後、温度：５５℃の１５質量％硝酸−３質量％弗酸混合酸水溶液中に３０秒浸漬する酸洗処理により、熱延鋼板の表面スケールを除去した。ついで、熱延鋼板を冷間圧延して表２および５に示す板厚Ｔの冷延鋼板（フェライト系ステンレス鋼板）とした。なお、Ｎｏ．２５および２６以外の冷延鋼板（後述するめっき処理後に追加の圧延加工を施す鋼板）では、さらに、Ｈ2とＮ2の混合雰囲気（体積比で、Ｈ2：Ｎ2＝７５：２５）において、９００℃で２０秒保持する冷延板焼鈍を施した。
かくして得られた冷延鋼板をめっき基板として、溶融めっき法によりめっき処理を行い、Ａｌ系めっきステンレス鋼板を得た。
具体的には、上記の冷延鋼板から切り出した、長さ（圧延方向）：１７０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：７０ｍｍの鋼板をめっき基板とし、このめっき基板を、昇温して、Ｈ2とＮ2の混合雰囲気（体積比でＨ2：Ｎ2＝９０：１０、露点：−３０℃）において７００℃、２０秒間保持し、その直後、このめっき基板を７００℃のＡｌめっき浴中、または、６６０℃のＡｌ−８質量％Ｓｉめっき浴中に５秒間浸漬する溶融めっき処理を施して、Ａｌ系めっきステンレス鋼板を得た。
なお、めっき基板におけるめっき領域は、長さ（圧延方向）：１００ｍｍ、幅（圧延直角方向）：７０ｍｍの領域とした。また、溶融Ａｌ系めっき層の厚さの調整は、Ｎ2ガスワイピングにより行った。
かくして得られたＡｌ系めっきステンレス鋼板の溶融Ａｌ系めっき層の厚さを、以下のようにして測定した。
すなわち、Ａｌ系めっきステンレス鋼板のめっき領域（長さ（圧延方向）：１００ｍｍ、幅（圧延直角方向）：７０ｍｍ）を切り出し、さらに、各端部から１０ｍｍまでの領域を切り落として、長さ（圧延方向）：８０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：５０ｍｍの鋼板とした。ついで、当該鋼板の圧延方向の両端部から１０ｍｍまでの領域を切り落とし、切り落とした２枚の鋼板（長さ（圧延方向）：１０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：５０ｍｍ）を、溶融Ａｌ系めっき層の厚さ測定用の試料とした。なお、最終製品となるフェライト系ステンレス鋼板は、残部領域の鋼板（長さ（圧延方向）：６０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：５０ｍｍ）から作製した。
上記のようにして得た２枚の溶融Ａｌ系めっき層の厚さ測定用の試料の幅方向（圧延直角方向）中央部からそれぞれ、長さ（圧延方向）：１０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：７ｍｍの断面観察用試験片を、１本ずつ採取した。なお、溶融Ａｌ系めっき層の厚さ測定用の試料の幅方向中心位置と、断面観察用試験片の幅方向中心位置とが一致するように、断面観察用試験片を採取した。ついで、採取した断面観察用試験片を、断面観察用試験片の圧延方向断面が露出するように樹脂に埋め込んで、当該圧延方向断面の鏡面研磨を行った。次に、倍率１０００倍で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による断面観察を行い、面ごとに（表面および裏面のそれぞれで）めっき層の厚さ（溶融Ａｌ系めっき層とめっき基板の界面から溶融Ａｌ系めっき層の表面までの距離）を断面観察用試験片の圧延方向全長にわたって１ｍｍ間隔で測定した。ついで、面ごとに（表面および裏面のそれぞれで）測定しためっき層の厚さの算術平均値を算出し、算出した面ごとのめっき層の厚さの算術平均値（表面のめっき層の厚さの算術平均値と裏面のめっき層の厚さの算術平均値）の和を、当該断面観察用試験片の溶融Ａｌ系めっき層の合計厚さとした。同様の測定を、もう１本の断面観察用試験片でも行い、それぞれの断面観察用試験片で算出した溶融Ａｌ系めっき層の合計厚さの算術平均値を、Ａｌ系めっきステンレス鋼板の溶融Ａｌ系めっき層の厚さとした。Ａｌ系めっきステンレス鋼板の溶融Ａｌ系めっき層の厚さを、表２および５に併記する。
また、上記のようにして得たＡｌ系めっきステンレス鋼板にそれぞれ、熱処理（拡散熱処理）を施し、最終製品となるフェライト系ステンレス鋼板（以下、特段の注記がない場合には、「フェライト系ステンレス鋼板」という標記は、「最終製品となるフェライト系ステンレス鋼板」を意味する）を得た。
なお、この熱処理はいずれも、１×１０-1Ｐａ以下の真空中において、１１００℃で３０分保持し、そのまま炉冷することにより行った。
また、Ｎｏ．２５および２６以外のＡｌ系めっきステンレス鋼板については、上記の熱処理（拡散熱処理）を行う前に、追加の冷間圧延加工を施して、表２および表５に示す板厚とした（なお、追加の圧延加工を行わない場合には、表２中の「追加の圧延加工後のＡｌ系めっきステンレス鋼板の板厚」の欄に、Ａｌ系めっきステンレス鋼板の全厚（めっき基板の板厚＋溶融Ａｌ系めっき層の厚さ）を記載している。）。
かくして得られたフェライト系ステンレス鋼板の成分組成を、当該フェライト系ステンレス鋼板の一部から切粉を採取して、湿式分析を行うことにより測定した。測定結果を表３および表６に併記する。なお、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
また、得られたＡｌ系めっきステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼板を用いて、以下の要領で、（１）熱処理による変形、および、（２）耐酸化性を評価した。評価結果を表３および表６に示す。
（１）熱処理時の変形
熱処理時の変形（反りや歪みによる変形）は、以下のようにして評価した。
すなわち、熱処理前のＡｌ系めっきステンレス鋼板（追加の圧延加工を施す場合は、追加の圧延加工を施した後のＡｌ系めっきステンレス鋼板）から、長さ（圧延方向）：３０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：１０ｍｍの試験片を３枚切り出し、これらの試験片に、拡散熱処理を模擬した熱処理（１．０×１０-1Ｐａ以下の真空中において、１１００℃で３０分保持し、そのまま炉冷する熱処理）を施した。
ついで、熱処理後の各試験片の幅方向中央での長さを測定し、次式により、形状変化量を求めた。
［形状変化量（％）］＝（［熱処理後の試験片の長さ（ｍｍ）］−［熱処理前の試験片の長さ（ｍｍ）］）／［熱処理前の試験片の長さ（ｍｍ）］×１００
長さ測定は、ノギスを用いて行った。なお、試験片に反りが発生している場合は、反りが影響しないように、試験片を平坦な板などに押し付けて矯正しながら長さを測定した。有効数字は小数点第２位とした。
そして、３枚の試験片の形状変化量の（算術）平均値を算出し、形状変化量が±２％以下であれば◎（合格、特に優れる）、±２％超±５％以下であれば○（合格、優れる）、±５％超であれば×（不合格、不良）として評価した。
（２）耐酸化性
耐酸化性は、高温の大気中で保持する酸化試験により評価した。すなわち、上記のフェライト系ステンレス鋼板から長さ（圧延方向）：３０ｍｍ、幅（圧延直角方向）：２０ｍｍの試験片を２枚採取し、大気雰囲気中、１１００℃で４００時間酸化させる処理を行い、処理前後での酸化増量（酸化処理前後での試験片の質量変化量を、酸化処理前の試験片の表面積で除した値）を測定した。そして、各試験片の酸化増量の平均値を、当該フェライト系ステンレス鋼板の酸化増量として、以下の基準で評価した。
◎（合格、特に優れる）：酸化増量が８．０ｇ／ｍ2以下
○（合格、優れる）：酸化増量が８．０ｇ／ｍ2超１２．０ｇ／ｍ2以下
×（不合格、不良）：酸化増量が１２．０ｇ／ｍ2超 または 皮膜剥離発生
Figure 0006813142
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表３および６より、発明例ではいずれも、熱処理時の変形が少なく、また、耐酸化性にも優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．１、６、１１、１６、２１および５２は、ΔＡｌが２．５未満であるため、最終製品のフェライト系ステンレス鋼板のＡｌ含有量を十分に高めることができず、十分な耐酸化性が得られなかった。また、Ｎｏ．１６は、（２）式を満足しないので、熱処理時の変形を十分に抑制することもできなかった。
比較例であるＮｏ．３および８は、ΔＡｌが７．０超であるため、熱処理時の変形を十分に抑制することができなかった。
比較例であるＮｏ．１２、１４、１７、１９、２０、２３、４３、４４および５３は、（２）式を満足しないので、熱処理時の変形を十分に抑制することができなかった。
比較例であるＮｏ．１３、１８、２４および５１は、ΔＡｌが７．０超であり、（２）式も満足しないので、熱処理時の変形を十分に抑制することができなかった。
比較例であるＮｏ．４５は、めっき基板の成分組成に、Ｚｒ、ＨｆおよびＲＥＭのいずれも含有されていないので、熱処理時の変形を十分に抑制することができなかった。また、十分な耐酸化性も得られなかった。

Claims (4)

  1. めっき基板と、該めっき基板の表面の溶融Ａｌ系めっき層とを有する、Ａｌ系めっきステンレス鋼板であって、
    前記めっき基板は、質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：１．５０％以下、
    Ｍｎ：１．００％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：１１．０〜３０．０％、
    Ａｌ：１．００％以下、
    Ｎｉ：０．０５〜０．５０％および
    Ｎ：０．０３０％以下
    を含有するとともに、
    Ｍｏ：２．５〜６．０％および
    Ｗ：２．５〜６．０％
    のうちから選ばれる少なくとも１種と、
    Ｚｒ：０．０１〜０．２０％、
    Ｈｆ：０．０１〜０．２０％および
    ＲＥＭ：０．０１〜０．２０％
    のうちから選ばれる少なくとも１種と、
    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するフェライト系ステンレス鋼板であり、
    次式（１）および（２）の関係を満足する、Ａｌ系めっきステンレス鋼板。
    ２.５≦ΔＡｌ≦ ７.０ ・・・（１）
    Ｍｏ＋Ｗ−（ΔＡｌ／１２ ＋ ２．３）≧０ ・・・（２）
    ここで、
    ΔＡｌ＝３０×ｔ／Ｔ ・・・（３）
    である。
    また、上掲式（１）〜（３）において、
    Ｍｏ：めっき基板の成分組成におけるＭｏ含有量（質量％）
    Ｗ：めっき基板の成分組成におけるＷ含有量（質量％）
    Ｔ：めっき基板の板厚（μｍ）
    t ：溶融Ａｌ系めっき層の厚さ（めっき基板の両面に溶融Ａｌ系めっき層を有する場合、めっき基板両面の溶融Ａｌ系めっき層の合計厚さ)（μｍ）
    である。
  2. 前記めっき基板の成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
    Ｖ：０．０１〜０．５０％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００２〜０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％および
    Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板。
  3. 請求項１または２に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、６００℃〜１３００℃の温度域で１分以上保持する熱処理を施す、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  4. 請求項１または２に記載のＡｌ系めっきステンレス鋼板に、冷間圧延を施したのち、６００℃〜１３００℃の温度域で１分以上保持する熱処理を施す、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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