JP7468470B2 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。

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、マフラー等の排気系部材（以下、自動車の排気系部材ともいう）には、優れた耐酸化性に加え、優れた耐熱疲労特性が要求される。ここで、熱疲労とは、素材自体に発生する熱歪に起因した低サイクル疲労現象のことをいう。すなわち、自動車の排気系部材は、エンジンの始動および停止に伴う加熱および冷却を繰り返し受ける。自動車の排気系部材はその周囲の部品と拘束されている。そのため、自動車の排気系部材では、上記した加熱および冷却の繰り返しの際に、熱膨張および収縮が制限される。これにより、自動車の排気系部材に熱歪が発生し、この熱歪に起因した低サイクル疲労現象が生じる。

このような自動車の排気系部材の素材として、例えば、ＮｂとＳｉとを複合添加したＴｙｐｅ４２９（１４ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．９ｍａｓｓｍａｓｓ％Ｓｉ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ系）のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。

また、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ－２ｍａｓｓ％Ｍｏ）、ＮｂとＭｏとを複合添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、および、ＮｂとＭｏとＷとを複合添加したフェライト系ステンレス鋼等（以下、ＳＵＳ４４４等ともいう）も開発されている。

しかし、昨今の自動車の排ガス規制強化対応や燃費の向上を目的として、排ガス温度は９００℃を超え、さらに高温化する趨勢にある。そのため、上記したＳＵＳ４４４等でも十分な耐熱疲労特性が得られない場合があり、上記したＳＵＳ４４４等よりも優れた耐熱疲労特性が得られる材料の開発が望まれている。

このような材料として、例えば、特許文献１には、
「ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１超～３．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５～６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２～３０％、Ｃｕ：０．４～４．０％、Ｎｂ：０．０２～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．１～６．０％、Ｃｏ：０．０１～３．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。

特許文献２には、
「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．２％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１～３．０％、Ｃｒ：１０．０～３０．０％、Ｎｉ：０．０１～０．９％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．２％超え１．０％以下、Ｃｏ：０．３～１０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする熱疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。

特許文献３には、
「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：１．０～４．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｎｂ：０．４０～０．８０％、Ｔｉ：０．０１％未満、Ｍｏ：１．０～４．０％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。

特許文献４には、
「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％未満、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：１．４～４．０％、Ｔｉ：０．１５％超０．５％以下、Ｎｉ：０．０５～０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
Ａｌ％／Ｃｒ％≧０．１４・・・・・（１）
なお、式中のＡｌ％、Ｃｒ％はそれぞれＡｌ、Ｃｒの含有量（質量％）を表わす。」
が開示されている。

特許文献５には、
「質量％にて、Ｃ：０．０１０％未満、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超～２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｃｕ：０．９％超～２．０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ａｌ：１％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３％以下を含有し、Ｃｕ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）が５以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。

特許文献６には、
「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３～６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２～３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．３～６．０％、Ｃｏ：０．０１～３．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％を含有し、かつ、以下の式（１）～（３）を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％ ・・・（１）
Ａｌ－Ｍｎ＞０％ ・・・（２）
Ｎｂ－Ｔｉ＞０％ ・・・（３）
（式（１）～（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）」
が開示されている。

特開２０１５－９６６４８号公報 特開２０１４－２１４３２１号公報 国際公開第２０２０／０８０１０４号 国際公開第２０１４／０５００１６号 特開２０１１－２０２２５７号公報 特許６１２３９６４号

ところで、自動車の排気系部材は、複雑な形状に加工されることがある。そのため、自動車の排気系部材の素材には、優れた耐酸化性と耐熱疲労特性とに加え、室温における加工性、特に深絞り性に優れていることも求められる。

また、排ガス温度の高温化に伴い耐久性を確保する観点から、自動車の排気系部材の素材として、従来（板厚：１．２ｍｍ～２．０ｍｍ程度）に比べて板厚が厚い材料、具体的には、板厚：２．０～２．５ｍｍ程度の材料が用いられるケースが多くなっている。すなわち、自動車の排気系部材の素材には、従来に比べて板厚が厚い場合にも深絞り性（以下、厚肉深絞り性ともいう）に優れていることが求められる。

しかし、特許文献１～６に開示される材料はいずれも、優れた耐酸化性と、優れた耐熱疲労特性と、優れた厚肉深絞り性とを同時に満足するものとは言えない。特に、厚肉深絞り性に考慮が払われていない。そのため、これらの特性を同時に満足する材料の開発が望まれているのが現状である。

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性を実現したフェライト系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、上記の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。

なお、「優れた耐酸化性」とは、優れた耐連続酸化性と優れた耐繰り返し酸化性の両方を兼ね備えることを意味する。
ここで、「優れた耐連続酸化性」とは、試験片を１１００℃、大気雰囲気中で２００時間保持した際に、試験片に、酸化増量≧５０ｇ／ｍ^２となる異常酸化がなく、また、スケールの剥離もないことを意味する。
また、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ^２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ^２）］
また、「優れた耐繰り返し酸化性」とは、大気雰囲気中で以下の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返した際に、試験片に、酸化増量≧５０ｇ／ｍ^２となる異常酸化がなく、また、スケールの剥離もないことを意味する。
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
なお、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ^２）］＝［サイクル繰り返し前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ^２）］

「優れた耐熱疲労特性」とは、従来鋼であるＳＵＳ４４４よりも優れた特性を示すことをいう。「優れた耐熱疲労特性」とは、より具体的には、試験片に、以下の（イ）～（ニ）により構成されるサイクルを繰り返した際に、熱疲労寿命が８００サイクル以上であることを意味する。
（イ）２００℃で１分保持
（ロ）２００℃から９５０℃へ昇温（平均昇温速度：７℃／秒）
（ハ）９５０℃で２分保持
（ニ）９５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：７℃／秒）

「厚肉深絞り性に優れる」とは、板厚が２．０ｍｍ以上であり、ｒ値が１．２以上（好ましくは１．４以上）であり、かつ、限界絞り比が２．０６以上であることを意味する。なお、ｒ値は、室温引張試験により求める。また、限界絞り比は、深絞り試験（ＬＤＲ試験）により求める。

さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
その結果、
（１）成分組成を適正に制御する、特には、Ｃｒに加え、Ｎｂ、Ｍｏ、ＡｌおよびＣｏを同時に適正量含有させ、かつ、
（２）｛１１１｝方位粒の面積率を２０％以上とする、
ことにより、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性を実現できる、という知見を得た。

すなわち、Ｎｂを０．３０～１．００質量％、Ｍｏを１．０～６．０質量％の範囲で含有させることによって、幅広い温度域で高温強度が上昇し、熱疲労特性が向上する。また、熱疲労特性には耐酸化性と耐クリープ性の両方が影響する。高温域における耐クリープ性の向上にはＡｌの含有が有効であり、特に、Ａｌ含有量を１．００～６．００質量％の範囲にすることによって、耐クリープ性が向上し、熱疲労特性も大幅に向上する。また、第二相（σ相）の析出も抑制される。さらに、Ｃｏを適正量含有させることにより、熱膨張係数の増加が抑制される。

また、深絞り性の向上には、製造工程において、冷間圧延の圧下率を大きくする、具体的には、６０％以上とすることが有効である。しかし、圧下率の大きな冷間圧延を施すべく、上記の成分組成を有する被圧延材の厚みを増加させると、製造時の破断リスクの増大や冷間圧延における負荷の増大を招く。

この点を踏まえ、発明者らが、さらに検討を重ねたところ、
・Ｎｂを０．３０％以上含むフェライト系ステンレス鋼板の製造工程において、冷間圧延の前工程として、再結晶を目的に一般的に行われる熱延板焼鈍（焼鈍温度：９００℃以上）に代えて、熱処理温度：７００～８５０℃、熱処理時間：６０分以上の条件の熱処理を施すことが重要であり、
・この熱処理により、Ｆｅ_２Ｎｂの組成となるＬａｖｅｓ相と呼ばれる金属間加工物を析出させれば、冷間圧延の圧下率を大きくせずとも、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に確保しながら優れた厚肉深絞り性を実現できる、
ことを知見した。

また、発明者らは、
上記のような工程を経て製造した鋼板では、｛１１１｝方位粒の比率が増加しており、特に、｛１１１｝方位粒の面積率を２０％以上とすることにより、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に確保しながら優れた厚肉深絞り性を実現できる、
ことを併せて知見した。
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] 質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．５０％、
Ｍｎ：０．０５～１．３０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：１．００～６．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１２．０～２５．０％、
Ｎｂ：０．３０～１．００％、
Ｍｏ：１．０～６．０％、
Ｃｏ：０．０１～３．００％、および
Ｎｉ：０．０１～１．００％
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
｛１１１｝方位粒の面積率が２０％以上である、フェライト系ステンレス鋼板。

［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｗ：５．００％以下、および
Ｃｕ：３．００％以下
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］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。

［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、および
Ｍｇ：０．００５０％以下
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］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。

［４］板厚が２．０ｍｍ以上であり、ｒ値が１．２以上で、かつ、限界絞り比が２．０６以上である、前記［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。

［５］前記［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱処理温度：７００～８５０℃、熱処理時間：６０分以上の条件で熱処理を施す工程と、
該熱延鋼板に、総圧下率：４０％以上６０％未満の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板にする、工程と、
をそなえる、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、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性を実現したフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
そのため、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、排ガス温度が高温化する場合にも、種々の複雑な形状の自動車の排気系部材に好適に用いることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

熱疲労試験に用いる試験片の模式図である。 熱疲労試験における温度条件（温度制御）および拘束条件（歪み制御）を説明する図である。

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼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：０．０２０％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、成形性を確保する観点から、０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、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：０．０５～１．５０％
Ｓｉは、耐酸化性の向上のために必要な重要元素である。高温化した排ガス中での耐酸化性を確保するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、室温における加工性が低下する。よって、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０．５０％以下である。

Ｍｎ：０．０５～１．３０％
Ｍｎは、酸化スケールの耐剥離性を高める効果を有する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．３０％を超えると、高温でγ相が生成しやすくなり、耐熱性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は１．３０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以下、より好ましくは０．５０％以下である。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストの増加を招くので、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼす。また、Ｓは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる有害元素でもある。そのため、Ｓは可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストの増加を招くので、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。

Ａｌ：１．００～６．００％
Ａｌは、高温変形（クリープ）を抑制し、耐熱疲労特性を向上させるのに必要な元素である。一般的に、使用温度が高くなるほど、高温変形による耐熱疲労特性の低下傾向が強まる。そのため、Ａｌは、排ガス温度が高温化する趨勢において重要な要素である。また、Ａｌは、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。さらに、成分組成にＭｏを含有させる場合、Ａｌは、熱疲労サイクルを受ける際に、Ｍｏを含む第二相（σ相）の析出を抑制する効果も有する。このような第二相が析出すると、固溶Ｍｏ量が減少し、Ｍｏによる固溶強化効果が得られなくなる。また、第二相が短時間で粗大化し、亀裂発生の起点となる場合もある。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は１．００％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５０％超、より好ましくは２．００％超である。一方、Ａｌには、熱膨張係数を増加させてしまうという欠点もある。本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、Ｃｏを含有させることにより、熱膨張係数を低下させ、上記の欠点を補っている。しかし、Ａｌ含有量が６．００％を超えると、Ｃｏを含有させても、熱膨張係数の増加を抑えきれず、耐熱疲労特性が低下する。また、鋼が硬質化して加工性が低下する。よって、Ａｌ含有量は６．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは５．００％以下、より好ましくは４．００％以下である。

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る。特に、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性の低下が顕著となる。よって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。また、Ｎは、靭性および成形性を確保する観点から、できるだけ低減するのが好ましく、Ｎ含有量は０．０１０％未満が好ましい。

Ｃｒ：１２．０～２５．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を確保するために必要な元素である。また、Ｃｒは、耐酸化性を向上させるのにも有効な元素である。ここで、Ｃｒ含有量が１２．０％未満では、十分な耐酸化性が得られない。そのため、Ｃｒ含有量は１２．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１４.０％以上、より好ましくは１８.０％以上である。一方、Ｃｒは、室温において鋼を固溶強化し、硬質化および低延性化する元素でもある。特に、Ｃｒ含有量が２５．０％を超えると、上記の点が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２２.０％以下、より好ましくは２０.０％以下である。

Ｎｂ：０．３０～１．００％
Ｎｂは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成し、ＣおよびＮを固定する元素である。また、Ｎｂは、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元素である。さらに、Ｎｂは、高温強度を上昇させて熱疲労特性を向上させる元素である。加えて、Ｎｂは、後述するように、製造時の熱処理の際に、熱延鋼板中に金属間化合物であるＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）を分散析出させる元素でもある。これにより、最終製品中の｛１１１｝方位粒の比率が増加し、厚肉深絞り性が向上する。このような効果は、Ｎｂ含有量を０．３０％以上とすることにより得られる。また、Ｎｂ含有量が０．３０％未満の場合、高温における強度が不足し、優れた耐熱疲労特性が得られない。また、上記したＬａｖｅｓ相の析出による厚肉深絞り性の向上効果が十分に得られない。よって、Ｎｂ含有量は０．３０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．４３％以上である。ただし、Ｎｂ含有量が１．００％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が粗大に析出し、鋼の脆化を招く。よって、Ｎｂ含有量は１．００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。

Ｍｏ：１．０～６．０％
Ｍｏは、鋼中に固溶して鋼の高温強度を向上させ、これにより、耐熱疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、Ｍｏ含有量を１．０％以上とすることにより得られる。また、Ｍｏ含有量が１．０％未満の場合、高温強度が不十分となり、優れた耐熱疲労特性は得られない。そのため、Ｍｏ含有量は１．０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．８％以上、さらに好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、鋼が硬質化して加工性が低下する。また、σ相のような粗大な金属間化合物が形成しやすくなる。そのため、却って耐熱疲労特性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は６．０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは５．０％以下、より好ましくは４．０％以下、さらに好ましくは３．０％以下である。

Ｃｏ：０．０１～３．００％
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。また、Ｃｏは、多量のＡｌを含有させることにより生じる熱膨張係数の増大を抑制し、耐熱疲労特性を向上させる元素でもある。このような効果を得るため、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｃｏを過剰に含有させると、鋼の靭性が却って低下する。そのため、Ｃｏ含有量は３．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．３０％未満、より好ましくは０．０５％未満である。

Ｎｉ：０．０１～１．００％
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｎｉは、強力なγ相形成元素である。そのため、Ｎｉは、高温でγ相を生成して耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０％未満、より好ましくは０．５０％未満である。

以上、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、さらに、以下の任意添加元素のうち少なくとも１種を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
Ｔｉ：０．５０％以下
Ｚｒ：０．５０％以下
Ｖ：０．５０％以下
Ｗ：５．００％以下
Ｃｕ：３．００％以下

Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して、ＣおよびＮを固定する元素である。また、Ｔｉは、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元素である。特に、Ｔｉを含有させることにより、ＴｉがＮｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつく。そのため、高温強度に有効な鋼中の固溶Ｎｂ量を確保することが可能となり、耐熱疲労特性が一層向上する。また、Ｔｉは、耐酸化性の向上にも有効に寄与する。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。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、耐酸化性の向上効果が飽和する。また、靭性の低下を招き、例えば、製造時に熱処理ラインにおいて繰り返し受ける曲げ－曲げ戻しによって破断が生じ、製造性に悪影響を及ぼすようになる。よって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。

Ｚｒ：０．５０％以下
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％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。よって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。

Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、鋼の加工性向上に有効な元素である。また、Ｖは、耐酸化性の向上にも有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）の析出を招き、靭性が低下する。また、表面性状も低下する。よって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｗ：５．００％以下
Ｗは、Ｍｏと同様、固溶強化により高温強度を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｗを過剰に含有させると、鋼が硬質化する。また、製造時の焼鈍工程において強固なスケールが生成するため、酸洗時の脱スケールが困難になる。よって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は５．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは４．００％以下、より好ましくは３．００％以下である。

Ｃｕ：３．００％以下
Ｃｕは、鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃｕは、６００℃近傍での高温強度を向上させる効果を有する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｃｕ含有量が３．００％を超えると、酸化スケールが剥離しやすくなり、耐繰り返し酸化特性が低下する。よって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。

また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、さらに、以下の任意添加元素のうち１種または２種以上を、単独で、または、組み合わせて、含有させることができる。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｂ：０．５０％以下
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｍｇ：０．００５０％以下

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、鋼の加工性、特に耐二次加工脆性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂが過剰に含有されると、ＢＮが生成して加工性が低下する。よって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。

Ｓｂ：０．５０％以下
Ｓｂは、鋼の靭性を向上させる効果を有する元素である。特に、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の成分組成では、種々の合金元素を含有させるために鋼の靭性が低下しやすく、部品への加工時等に割れが生じてしまう場合がある。そのため、Ｓｂを、必要に応じて含有させることが有効である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂが過剰に含有されると、却って靭性が低下する。よって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．１０％以下である。

Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、鋼の耐食性や高温強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎが過剰に含有されると、鋼の加工性が低下する。よって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、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含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％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、加工性や靭性を向上させる元素である。また、ＮｂやＴｉを含有する成分組成の鋼においては、Ｍｇは、ＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。なお、Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となり、靭性が低下する場合がある。また、Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、鋼中の固溶Ｎｂ量が減少し、耐熱疲労特性の低下に繋がる場合がある。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。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。よって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。

上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記の任意添加元素について、その含有量が好適下限値未満の場合には、その任意添加元素を不可避的不純物として含むものとする。

つぎに、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の鋼組織について、説明する。
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鋼組織は、面積率で９７％以上のフェライト相を有する。フェライト相は面積率で１００％、すなわち、フェライト単相であってもよい。
なお、フェライト相以外の残部組織の面積率は３％以下であり、このような残部組織としては、例えば、マルテンサイト相が挙げられる。

ここで、フェライト相の面積率は、以下のようにして求める。
供試材となるステンレス鋼板から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施す。ついで、該試験片の１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状からマルテンサイト相とフェライト相とを区別する。ついで、画像処理によりフェライト相の面積率を求め、その平均値を算出することで、フェライト相の面積率を求める。
また、残部組織の面積率は、１００％からフェライト相の面積率を減ずることにより、求める。

そして、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では、上記したように実質的にフェライト単相の組織としたうえで、｛１１１｝方位粒の面積率を２０％以上とすることが肝要である。

｛１１１｝方位粒の面積率：２０％以上
上述したように、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性を実現するためには、フェライト相を構成する結晶粒のうち、｛１１１｝方位粒の比率を増加させることが有効である。そのため、｛１１１｝方位粒の面積率は２０％以上とする。｛１１１｝方位粒の面積率は、好ましくは３０％以上である。

ここで、｛１１１｝方位粒の面積率は、以下のようにして測定する。
すなわち、供試材となるステンレス鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるように試験片を採取する。そして、該試験片について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折）法により、観察される結晶粒の結晶方位を測定し、｛１１１｝方位を有する結晶粒（｛１１１｝方位粒）を特定する。そして、｛１１１｝方位粒が占める合計の面積を算出し、その値を、観察領域の面積で除することにより、｛１１１｝方位粒の面積率を求める。なお、｛１１１｝方位粒は、結晶粒の＜１１１＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内となる結晶粒である。

なお、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板には、板を造管した管状のものが含まれる。

また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは２．０ｍｍ以上、より好ましくは２．５ｍｍ以上である。また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の板厚は、より好ましくは３．０ｍｍ以下である。

なお、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の特性（耐酸化性、耐熱疲労特性および厚肉深絞り性）については、上述したとおりである。

つぎに、本発明の一実施形態に従う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。

本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、
上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱処理温度：７００～８５０℃、熱処理時間：６０分以上の条件で熱処理を施す工程と、
該熱延鋼板に、総圧下率：４０％以上６０％未満の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板にする、工程と、
をそなえる、というものである。
また、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、上記の本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板を製造するための方法である。
なお、製造方法に係る温度は、特に断らない限り、いずれもスラブまたは熱延鋼板などの表面温度を基準とする。

［準備工程］
まず、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱延鋼板の準備方法については特に限定されない。
例えば、転炉および電気炉等公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する溶鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬としては、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを１０５０～１２５０℃に加熱し、該スラブに、熱間圧延を施すことにより、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備することができる。準備する熱延鋼板の板厚は、製造性の観点から、３．５ｍｍ以上、５．０ｍｍ未満が好ましい。
なお、熱間圧延条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

［熱処理工程］
ついで、上記のようにして準備した熱延鋼板に、熱処理温度：７００～８５０℃、熱処理時間：６０分以上の条件で熱処理を施す。

熱処理温度：７００～８５０℃
この熱処理工程では、熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）を析出させることが重要である。熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相を析出させることにより、後工程である冷間圧延後の焼鈍時に、結晶粒を粗大化させることなく、｛１１１｝方位粒の比率を多くすることができる。その結果、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性を実現することが可能となる。ここで、熱処理温度が７００℃未満の場合、熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相を十分量析出しない。また、熱処理温度が８５０℃超の場合にも、熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相を十分量析出しない。そのため、熱処理温度は７００～８５０℃の範囲とする。熱処理温度は、好ましくは７５０℃以上である。また、熱処理温度は、好ましくは８００℃以下である。なお、Ｎｂを含有する成分組成のステンレス鋼は再結晶温度が高いために、９００℃以上の温度域で熱延板焼鈍を行うことが一般的である。しかし、９００℃以上の温度域で熱延板焼鈍を行う場合には、Ｌａｖｅｓ相が十分に析出しない。そのため、｛１１１｝方位粒の比率を多くすることができず、優れた厚肉深絞り性が得られない。

熱処理時間：６０分以上
上述したように、この熱処理工程では、熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）を析出させることが重要である。熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相（Ｆｅ_２Ｎｂ）を十分量析出させる観点から、熱処理時間は６０分以上とする。熱処理時間は、好ましくは１２０分以上、より好ましくは１８０分以上である。熱処理時間の上限については特に限定されず、例えば、熱処理時間は６００分以下とすることが好ましい。

なお、熱処理温度は、熱処理工程での最高到達温度である。また、熱処理時間は、熱処理温度－１０℃～熱処理温度の温度域での保持（滞留）時間であり、保持時の温度は常に一定でなくてもよい。

ついで、任意に、熱延鋼板に酸洗等を施して脱スケールを行う。また、酸洗前に、任意に、熱延鋼板にショットブラストを施してスケール除去を行ってもよい。

［冷間圧延工程］
ついで、熱延鋼板に、総圧下率：４０％以上６０％未満の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板にする。

冷間圧延の総圧下率：４０％以上６０％未満
上述したように、通常、深絞り性の向上には、冷間圧延における圧下率が大きい方が好ましい。しかし、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造過程では、上記の熱処理工程において熱延鋼板中にＬａｖｅｓ相を析出させる。そのため、冷間圧延の総圧下率が６０％未満、さらには５５％以下であっても優れた深絞り性、ひいては優れた厚肉深絞り性を実現することが可能となる。そのため、製造上の制約により、冷間圧延の総圧下率を大きくできない場合（例えば、熱延鋼板の厚さを大きくできない場合や、最終製品として厚さが大きいものが求められる場合）にも、優れた厚肉深絞り性を得ることができる。よって、製造性の観点からも極めて有利になる。従って、冷間圧延の総圧下率は６０％未満とする。冷間圧延の総圧下率は、好ましくは５５％以下である。一方、上述したように、通常、深絞り性の向上には、冷間圧延における圧下率が大きい方が好ましい。そのため、冷間圧延の総圧下率は４０％以上とする。冷間圧延の総圧下率は、好ましくは５０％以上である。

例えば、最終製品が板厚：２．０ｍｍの鋼板（冷延鋼板）である場合、冷間圧延の総圧下率を６０％以上とするには、熱延鋼板の板厚は５．０ｍｍ以上であることが必要となる。また、最終製品が板厚：２．５ｍｍの鋼板（冷延鋼板）である場合、冷間圧延の総圧下率を６０％以上とするには、熱延鋼板の板厚は６．３ｍｍ以上であることが必要となる。しかし、本発明の一実施形態に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法によれば、冷間圧延の総圧下率を６０％以上にせずとも、優れた厚肉深絞り性を実現することが可能である。そのため、冷間圧延の総圧下率を小さくすれば、熱延鋼板の板厚を過度に厚くしなくても、所望板厚の最終製品が得られる。例えば、冷間圧延の総圧下率を４０％とする場合には、熱延鋼板の板厚を３．４ｍｍとすれば、板厚：２．０ｍｍの鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。また、熱延鋼板の板厚を４．２ｍｍとすれば、板厚：２．５ｍｍの鋼板（冷延鋼板）を得ることができる。なお、同一成分の場合、板厚４．２ｍｍの熱延鋼板は、板厚６．３ｍｍの熱延鋼板より靭性が高く、製造時の破断リスクが小さいため、製造性に優れている。

上記以外の冷間圧延工程における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、冷間圧延工程では、１回、または、中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を施す。生産性や要求品質上の観点からは、２回以上の冷間圧延を施すことが好ましい。

上記の冷間圧延後、冷延鋼板に、任意に、仕上げ焼鈍および酸洗を施してもよい。仕上げ焼鈍および酸洗の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、仕上げ焼鈍の焼鈍温度（以下、仕上げ焼鈍温度ともいう）は９００～１１５０℃が好ましい。仕上げ焼鈍温度が９００℃未満の場合、十分に再結晶しないため、優れた加工性（ｒ値、深絞り性）が得られない場合がある。一方、仕上げ焼鈍温度が１１５０℃を超える場合、再結晶組織が粗大化し、靭性が低下する。これにより、加工時に割れが生じやすくなり、優れた加工性（ｒ値、深絞り性）が得られない場合がある。仕上げ焼鈍温度は、より好ましくは９５０℃以上である。また、仕上げ焼鈍温度は、より好ましくは１１００℃以下である。なお、熱処理工程において析出したＬａｖｅｓ相は、この連続焼鈍（仕上げ焼鈍）において９００℃以上に加熱されると、鋼中に再固溶する。そのため、Ｌａｖｅｓ相は、最終製品の耐熱疲労特性や靭性には影響しない。また、仕上げ焼鈍の焼鈍時間（以下、仕上げ焼鈍時間ともいう）は特に限定されるものではないが、均質な再結晶組織を得るために、仕上げ焼鈍時間は１分以上が好ましい。一方、生産性の観点から、仕上げ焼鈍時間は１０分以下が好ましい。なお、仕上げ焼鈍温度は、仕上げ焼鈍工程での最高到達温度である。また、仕上げ焼鈍時間は、仕上げ焼鈍温度－１０℃～仕上げ焼鈍温度の温度域での保持（滞留）時間であり、保持時の温度は常に一定でなくてもよい。また、仕上げ焼鈍は、連続焼鈍により行ってもよい。

かくして得られた冷延鋼板は、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、に成形される。これらの部材を溶接する方法は、特に限定されるものではなく、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。

上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。

表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とした。ついで、５０ｋｇ鋼塊を鍛造し、２分割した。ついで、２分割した一方の鋼塊を１１７０℃に加熱し、ついで、熱間圧延を施し、熱延鋼板を準備した。なお、Ｎｏ．９およびＮｏ．２６以外の熱延鋼板の板厚はいずれも４．０ｍｍとし、Ｎｏ．９の熱延鋼板の板厚は４．５ｍｍ、Ｎｏ．２６の熱延鋼板の板厚は３．４ｍｍとした。

ついで、熱延鋼板に、表２に示す条件で熱処理を施した。ついで、熱延鋼板を研磨し、スケール除去を行った。ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。ここで、Ｎｏ．９およびＮｏ．２６以外では、総圧下率：５０％として、板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板とした。Ｎｏ．９では、総圧下率：４４％として、板厚：２．５ｍｍの冷延鋼板とした。Ｎｏ．２６では、総圧下率：４１％として、板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板とした。

ついで、冷延鋼板に、仕上げ焼鈍温度：９００～１１００℃、仕上げ焼鈍時間：１分の条件で、仕上げ焼鈍を施した。ついで、冷延鋼板を研磨してスケール除去を行い、最終製品となる鋼板を得た。なお、得られた鋼板の鋼組織はいずれも、面積率で９７％以上のフェライト相により構成されていた。

かくして得られた鋼板について、上述した方法により、｛１１１｝方位粒の面積率を測定した。結果を表２に示す。なお、表２中、｛１１１｝方位粒の面積率の欄の「◎」は「｛１１１｝方位粒の面積率が３０％以上である」ことを、「〇」は「｛１１１｝方位粒の面積率が２０％以上３０％未満である」ことを、「×」は「｛１１１｝方位粒の面積率が２０％未満である」ことをそれぞれ意味する。

また、得られた鋼板について、以下の試験方法に従い、（１）耐酸化性、（２）耐熱疲労特性、および、（３）厚肉深絞り性を評価した。結果を表２に併記する。

（１）耐酸化性
＜耐連続酸化性の評価試験＞
上記のようにして得た鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、試験片の上部に４ｍｍφの穴をあけた。ついで、試験片の表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂した。ついで、１１００℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に、試験片を吊り下げ、その状態で２００時間保持した。保持後、次式により、試験片の酸化増量（ｇ／ｍ^２）を算出した。
［酸化増量（ｇ／ｍ^２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ^２）］
ここで、［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］は、保持後の試験片の質量から保持前の試験片の質量を減じることにより算出する。また、酸化増量（保持後の試験片の質量）には、剥離したスケールの質量は含めないものとする。
なお、試験は各２回実施し、スケール剥離の有無は、目視により両方の試験片で確認した。また、異常酸化の有無は、酸化増量が多い方の試験片で判断した。なお、異常酸化の有無については、酸化増量＜５０ｇ／ｍ^２の場合は異常酸化なし、酸化増量≧５０ｇ／ｍ^２の場合は異常酸化ありと判断した。そして、以下の基準で、耐連続酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なしで、スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なしで、スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり

＜耐繰り返し酸化性の評価試験＞
耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、試験片を準備する。ついで、大気雰囲気の炉内に試験片を吊り下げ、以下の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返した。
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
上記の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返したのち、耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、スケール剥離の有無の確認、および、異常酸化の有無の判断を行った。そして、以下の基準で、耐繰り返し酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なしで、スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なしで、スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり

（２）耐熱疲労特性
＜熱疲労試験＞
上記において２分割した５０ｋｇ鋼塊の残りの鋼塊を、１１７０℃に加熱した。ついで、該鋼塊を熱間圧延し、厚さ３５ｍｍ×幅１５０ｍｍのシートバーとした。ついで、該シートバーを鍛造し、３０ｍｍ角の角棒とした。ついで、該角棒に、表２に示す条件（熱処理温度および熱処理時間）で熱処理を施した。ついで、該角棒を１０００～１１５０℃の温度で焼鈍した。なお、焼鈍温度は、それぞれの鋼で鋼組織を確認し、再結晶が完了した温度とした。ついで、該角棒を、機械加工により、図１に示す形状および寸法の試験片に加工した。そして、該試験片を用いて、熱膨張係数の測定および熱疲労試験を行った。

熱疲労試験は、図２に示すように、上記の試験片を拘束率０．５で拘束しながら、以下の（イ）～（ニ）により構成されるサイクルを繰り返す条件（温度制御）で行った。
（イ）２００℃で１分（６０ｓ）保持
（ロ）２００℃から９５０℃へ昇温（平均昇温速度：７℃／秒）
（ハ）９５０℃で２分（１２０ｓ）保持
（ニ）９５０℃から２００℃へ降温（平均降温速度：７℃／秒）
なお、上記の拘束率は、図２の歪み制御に示すように、拘束率η＝ａ／（ａ＋ｂ）として表すことができる。ここで、ａは（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）／２であり、ｂは制御歪み量／２である。また、自由熱膨張歪み量とは機械的な応力を一切与えずに昇温した場合の歪量であり、制御歪み量とは試験中に生じている歪量の絶対値を示す。拘束により材料に生じる実質的な拘束歪み量は、（自由熱膨張歪み量－制御歪み量）である。

また、熱疲労寿命は、初期のサイクル（試験が安定する５サイクル目）の応力値に対して応力値が７５％まで低下したサイクル数とし、以下の基準で評価した。なお、各サイクルの応力値は、２００℃において検出された荷重を、試験片の均熱平行部（図１参照）の断面積で除することにより、算出する。
◎（合格、優れる）：熱疲労寿命が１２００サイクル以上
○（合格）：熱疲労寿命が８００サイクル以上１２００サイクル未満
×（不合格）：熱疲労寿命が８００サイクル未満

（３）厚肉深絞り性
＜室温引張試験（ｒ値の測定）＞
上記のようにして得た鋼板から、機械加工により、長手方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°となるＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片をそれぞれ作製した。標点間距離（Ｌ_０）は５０ｍｍとした。ついで、これらの試験片を用い、室温で、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎでひずみ：１０％までの引張試験を行った。そして、試験後の試験片の板幅Ｗおよび標点間距離Ｌを測定した。そして、次式により、長手方向が圧延方向に対して０°、４５°、９０°におけるｒ値（ｒ_０°、ｒ_４５°およびｒ_９０°）をそれぞれ算出した。
ｒ値 ＝ －ｌｎ（Ｗ／Ｗ_０）／｛ｌｎ（Ｌ／Ｌ_０）＋ｌｎ（Ｗ／Ｗ_０）｝
そして、０°、４５°、９０°におけるｒ値（ｒ_０°、ｒ_４５°、ｒ_９０°）から、次式により、ｒ値の平均値を求めた。
ｒ値の平均値 ＝ （ｒ_０°＋２ｒ_４５°＋ｒ_９０°）／４
そして、求めたｒ値の平均値により、以下の基準で評価した。
◎（合格、優れる）：ｒ値の平均値が１．４以上
○（合格）：ｒ値の平均値が１．２以上１．４未満
×（不合格）：ｒ値の平均値が１．２未満

＜深絞り試験（ＬＤＲ試験）＞
上記のようにして得た鋼板から、試験片となる直径：６８ｍｍの円板を打ち抜いた。ついで、試験片に、直径：３３ｍｍのポンチ（肩Ｒ：５ｍｍ）を用いて、深絞り加工（絞り比＝６８ｍｍ÷３３ｍｍ≒２．０６）を施した。なお、しわ押さえ力は7トン、ポンチ速度は５５ｍｍ／ｍｉｎとした。また、深絞り加工は、試験片のポンチ側の表面にポリエチレンシートを貼付した状態で行った。このような試験を３回行い、３回とも割れずに絞り抜けたものを限界絞り比が２．０６以上として○（合格）と、３回のうち１つでも割れが生じたものを限界絞り比が２．０６未満であるとして×（不合格）と、判定した。

表２に示したように、発明例ではいずれも、優れた耐酸化性および耐熱疲労特性と同時に、優れた厚肉深絞り性も得られていた。

一方、比較例では、耐酸化性、耐熱疲労特性および厚肉深絞り性の少なくとも１つが十分とは言えなかった。
すなわち、鋼Ｎｏ．２７は、Ｃｒが適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）、ならびに、耐熱疲労特性が不十分であった。
鋼Ｎｏ．２８は、Ｎｂおよび｛１１１｝方位粒の面積率が適正範囲に満たず、耐熱疲労特性および厚肉深絞り性が不十分であった。
鋼Ｎｏ．２９は、Ｍｏが適正範囲に満たず、耐熱疲労特性が不十分であった。
鋼Ｎｏ．３０は、Ｃｏが適正範囲に満たず、耐熱疲労特性が不十分であった。
鋼Ｎｏ．３１は、Ａｌが適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）、ならびに、耐熱疲労特性が不十分であった。
鋼Ｎｏ．３２～３４は、熱処理条件が適正範囲外であるために、｛１１１｝方位粒の面積率が適正範囲に満たず、厚肉深絞り性が不十分であった。

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は、自動車等の排気系部材用として好適である。また、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は、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（セパレータ、インタコネクター、改質器等）としても好適に用いることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０２０％以下、
   Ｓｉ：０．０５～１．５０％、
   Ｍｎ：０．０５～１．３０％、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：１．００～６．００％、
   Ｎ：０．０２０％以下、
   Ｃｒ：１２．０～２５．０％、
   Ｎｂ：０．３０～１．００％、
   Ｍｏ：１．０～６．０％、
   Ｃｏ：０．０１～３．００％、および
   Ｎｉ：０．０１～１．００％
   であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
   ｛１１１｝方位粒の面積率が２０％以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．５０％以下、
   Ｚｒ：０．５０％以下、
   Ｖ：０．５０％以下、
   Ｗ：５．００％以下、および
   Ｃｕ：３．００％以下
   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に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｓｎ：０．５０％以下、
   Ｓｂ：０．５０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下、および
   Ｍｇ：０．００５０％以下
   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または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
4. 板厚が２．０ｍｍ以上であり、ｒ値が１．２以上で、かつ、限界絞り比が２．０６以上である、請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
5. ｛１１１｝方位粒の面積率が２０％以上であるフェライト系ステンレス鋼板を製造するための方法であって、
   請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
   該熱延鋼板に、熱処理温度：７００～８５０℃、熱処理時間：６０分以上の条件で熱処理を施す工程と、
   該熱延鋼板に、総圧下率：４０％以上６０％未満の条件で冷間圧延を施し、冷延鋼板にする、工程と、
   をそなえる、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

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