WO2018181257A1 - 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2018181257A1
WO2018181257A1 PCT/JP2018/012311 JP2018012311W WO2018181257A1 WO 2018181257 A1 WO2018181257 A1 WO 2018181257A1 JP 2018012311 W JP2018012311 W JP 2018012311W WO 2018181257 A1 WO2018181257 A1 WO 2018181257A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
specific gravity
steel sheet
amount
stainless steel
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/012311
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
濱田　純一
雅俊 安部
篤剛 林
Original Assignee
新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金ステンレス株式会社 filed Critical 新日鐵住金ステンレス株式会社
Priority to CN201880020592.XA priority Critical patent/CN110462084A/zh
Priority to CA3057967A priority patent/CA3057967C/en
Priority to MX2019011366A priority patent/MX2019011366A/es
Priority to KR1020197027403A priority patent/KR102301968B1/ko
Priority to EP18776128.3A priority patent/EP3604596A4/en
Priority to US16/498,220 priority patent/US11242578B2/en
Publication of WO2018181257A1 publication Critical patent/WO2018181257A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
    • Y02T10/10—Internal combustion engine [ICE] based vehicles
    • Y02T10/12—Improving ICE efficiencies

Definitions

  • the present invention relates to a low specific gravity ferritic stainless steel sheet and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a low specific gravity ferritic stainless steel sheet that is optimal for use in exhaust system members that require high-temperature strength and oxidation resistance and contributes to weight reduction of parts, and a method for manufacturing the same.
  • exhaust systems include EGR (Exhaust Gas Recirculation) coolers, exhaust heat recovery units, and DPFs (Diesel Particulate Filters) that have been increasing in recent years. And various environmentally friendly parts such as urea SCR (Selective Catalytic Reduction).
  • EGR Exhaust Gas Recirculation
  • DPF Diesel Particulate Filters
  • urea SCR Selective Catalytic Reduction
  • These exhaust system members pass hot exhaust gas discharged from the engine. Therefore, various materials such as oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics are required for the material constituting the exhaust system member.
  • parts that are exposed to an inner surface condensed water corrosion and an outer surface salt damage environment are required to have excellent resistance to hole opening due to corrosion.
  • the exhaust system members for example, exhaust manifolds and catalytic converter cases are exposed to high-temperature exhaust gas, and therefore, excellent stainless steel with an emphasis on heat resistance is used.
  • the center pipe and the muffler disposed behind the exhaust system are made of stainless steel that emphasizes corrosion resistance because the exhaust gas temperature is lowered.
  • austenitic stainless steel has excellent heat resistance and workability, but due to its large thermal expansion coefficient, thermal fatigue failure occurs when it is applied to a member that repeatedly receives heating and cooling, such as an exhaust manifold. Is likely to occur.
  • austenitic stainless steel may be inferior in scale peelability as compared to ferritic stainless steel, and has a problem of high cost because it contains a large amount of expensive Ni. Therefore, ferritic stainless steel is mainly used for exhaust system members of automobiles.
  • the weight of the vehicle body As another method for reducing the weight of the vehicle body, there is a method of reducing the weight (specific gravity) of the material itself used for various exhaust system members, and if this can be achieved, it directly leads to the weight reduction of the parts and the weight reduction of the vehicle body. .
  • the specific gravity In the case of ordinary ferritic stainless steel, the specific gravity is about 7.7 to 7.9 g / cm 3 , but if the specific gravity can be made 7.6 g / cm 3 or less, the weight is 2 to 4% or more. The effect of conversion is obtained.
  • Patent Documents 2 and 3 describe technologies relating to high strength and low specific gravity steel sheets containing Al at 10% or less.
  • Patent Document 4 describes weldability including 10 to 25% Cr, 0.1 to 2% Si, 1 to 2.5% Al, and 1.5 to 2.8% Al + 0.5Si. And heat-resistant ferritic stainless steel for supporting a catalyst having excellent workability is described. However, it is a component adjustment from the viewpoint of coating and workability, and no mention is made of high temperature strength and corrosion resistance.
  • Patent Documents 2 and 3 describe techniques using Al, which is a low specific gravity element.
  • the steel sheets of these documents have a Cr content of at most 5%, so that they are used for corrosion resistance. And cannot be applied to heat resistant applications.
  • the steel component of patent document 4 is a component adjustment from a viewpoint of a membrane
  • the present invention has been made in order to solve the above-described problems, and in particular, a low specific gravity ferrite system excellent in heat resistance (high temperature strength), oxidation resistance, corrosion resistance, and workability required for automobile exhaust parts. It aims at providing a stainless steel plate and its manufacturing method.
  • the present inventors have excellent high temperature strength, oxidation resistance, corrosion resistance, and workability by adjusting the amount of Cr, Al, Si, and lowering the specific gravity of steel in the ferritic stainless steel component.
  • the present inventors have obtained the knowledge that a low specific gravity ferritic stainless steel sheet can be obtained, and have reached the present invention.
  • new knowledge obtained by the present inventors will be described.
  • the problem of toughness and ductility arises from the viewpoint of manufacturability of steel sheets and parts, so the inventors added Al, which is a low specific gravity element, and further heat resistance, corrosion resistance and toughness.
  • the amount of Cr and the amount of Si to ensure the above were investigated in detail.
  • the specific gravity of ferritic stainless steel is reduced by adding Al, which is a low specific gravity element, the toughness and ductility are remarkably deteriorated, and cracks occur during the manufacturing stage of the steel sheet and during the press processing of parts. For this reason, it has been found that it is necessary to balance Al with other elements. Specifically, it is effective to keep the Cr / (Si + Al) amount below a specific value.
  • AlN Al nitride
  • the present invention has been completed based on the above knowledge, and the gist of one embodiment of the present invention that solves the above problems is as follows.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • Ca 0.0005 to 0.0100%
  • W 0.1 to 3.0%
  • Zr 0.01 to 0.10%
  • Ta 0 0.01 to 0.10%
  • Hf 0.01 to 0.10%
  • Sn 0.005 to 0.50%
  • Co 0.03 to 0.30%
  • Mg 0.0002 to 0.010 %
  • Sb 0.005 to 0.50%
  • REM 0.002 to 0.20%
  • Ga 0.0002 to 0.30%, or one or more of the above
  • the low specific gravity ferritic stainless steel sheet according to any one of [1] to [3].
  • [5] A method for producing a low specific gravity ferritic stainless steel sheet according to any one of the above [1] to [4], wherein the cold rolled sheet is annealed and pickled after the cold rolled sheet is annealed
  • the annealing temperature is set to 900 ° C. or higher
  • the cooling rate from 900 ° C. to 600 ° C. is set to 100 ° C./sec or higher.
  • the cold-rolled plate is immersed in molten alkali salt for 5 to 30 seconds, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 50 ° C./sec or less, and then the hydrofluoric acid content is 10 to 30 g / l, and nitric acid content
  • a method for producing a low specific gravity ferritic stainless steel sheet characterized by immersing the cold rolled sheet in a nitric hydrofluoric acid solution having an amount of 20 to 60 g / l and a temperature of 30 to 60 ° C. for 10 to 60 seconds.
  • a low specific gravity ferritic stainless steel sheet that has a low specific gravity of Al and Si added in appropriate amounts to reduce the specific gravity of the steel sheet and is excellent in workability, heat resistance, and corrosion resistance. be able to.
  • the low specific gravity ferritic stainless steel sheet (hereinafter also simply referred to as a steel sheet) of the present invention will be described.
  • the specific gravity of the steel plate of this embodiment is 7.6 g / cm ⁇ 3 > or less.
  • the C is a low specific gravity element, but it deteriorates the moldability and corrosion resistance, and lowers the high temperature strength. Therefore, its content is preferably as small as possible. Therefore, the C content is 0.020% or less.
  • the C amount is preferably 0.009% or less. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the C content is 0.001% or more, preferably 0.003% or more.
  • N is a low specific gravity element like C, but it deteriorates the formability and corrosion resistance and brings about a decrease in high temperature strength. Therefore, the N content is 0.020% or less.
  • the N amount is preferably 0.015% or less. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the N content is 0.001% or more, preferably 0.003% or more.
  • Si has a specific gravity of 2.3 g / cm 3 and is a lighter element than the specific gravity of Fe (7.9 g / cm 3 ). Therefore, it is an important element in this embodiment.
  • Si is an element useful as a deoxidizer and also an element for improving high-temperature strength.
  • Si is contained in an amount of 0.01% or more in order to form a Si oxide on the surface layer of the steel sheet during heating and improve not only the oxidation resistance but also the corrosion resistance.
  • the Si content is preferably 0.20% or more, and in consideration of thermal fatigue characteristics and outer surface corrosion resistance, the Si content is more preferably 0.40% or more.
  • the Si amount exceeds 4.00%, the toughness is remarkably deteriorated, and plate breakage at the time of manufacturing the steel plate and brittle cracking at the time of part processing become problems, so the upper limit of the Si amount is 4.00% or less. . Considering manufacturability, the amount of Si is desirably 3.00% or less.
  • Mn is an element added as a deoxidizer and contributes to an increase in high-temperature strength in the middle temperature range. Moreover, in order to form a Mn-type oxide in the steel plate surface layer during long-time use and contribute to the effect of suppressing scale adhesion and abnormal oxidation, 0.01% or more of Mn is contained. Considering scale adhesion, the amount of Mn is desirably 0.05% or more, and more desirably 0.10% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 3.00%, the normal temperature ductility is lowered, and MnS is formed to lower the corrosion resistance. For this reason, the upper limit of the amount of Mn is made 3.00% or less. Furthermore, considering the high temperature ductility, the amount of Mn is desirably 1.50% or less.
  • the P is a solid solution strengthening element and hardens the material, so its content is preferably as small as possible from the viewpoint of ductility and toughness. Therefore, the upper limit of the P content is 0.040%. In consideration of corrosion resistance, the P content is preferably 0.030% or less. Moreover, since excessive reduction of P amount leads to an increase in raw material cost, the lower limit of P amount is set to 0.010% or more. Furthermore, considering the manufacturing cost, the amount of P is preferably 0.015% or more.
  • the amount of S is set to 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more.
  • the S amount exceeds 0.0100%, ductility and toughness deteriorate due to the formation of precipitates such as MnS and Ti 4 C 2 S 2 , so the upper limit of the S amount is 0.0100% or less.
  • the amount of S is preferably 0.0030% or less.
  • Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance in the present embodiment. If the Cr content is less than 10.0%, the effect does not appear, so the lower limit of the Cr content is 10.0% or more.
  • Cr is an element that deteriorates toughness and workability in the same manner as Al and Si utilized in the present embodiment, so when adding Al or Si in combination, it is difficult to add a large amount of Cr. Therefore, in order to ensure the toughness at the time of manufacture of a steel plate, it is necessary to make Cr amount 15.0% or less. Furthermore, in consideration of manufacturability and high temperature ductility, the Cr content is desirably 14.5% or less, and more desirably less than 14.0%.
  • Al has a specific gravity of 2.7 g / cm 3 and is a lighter element than the specific gravity of Fe (7.9 g / cm 3 ). Therefore, it is an important element in this embodiment.
  • Al is an element useful as a deoxidizer and is an element that improves high-temperature strength and oxidation resistance, and therefore contains 0.50% or more of Al. In consideration of high temperature strength and oxidation resistance, the Al content is preferably 0.60% or more.
  • Al is an element that embrittles steel, and the addition of more than 10.0% Al causes the problem of sheet breakage during manufacturing of steel sheets and cracks during processing of parts, so the upper limit of Al content is limited. 10.0% or less.
  • the amount of Al is desirably 4.00% or less, and more desirably 2.50% or less. Furthermore, in consideration of surface defects and pickling properties at the time of manufacturing the steel sheet, the Al content is desirably 1.50% or less.
  • Ti and Nb are elements that combine with C and N to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, room temperature ductility and deep drawability, and are added alone or in combination. That is, one or both of Ti and Nb are added. Since these effects are manifested in an amount of 0.05% or more for both Ti and Nb, the lower limit of the respective amounts of Ti and Nb is set to 0.05% or more. On the other hand, although Ti is a low specific gravity element, the upper limit of the Ti amount is set to 0.40% or less because it causes surface flaws and lowers toughness. However, considering the weldability and workability, the Ti content is preferably 0.25% or less.
  • Nb is a high specific gravity element, a smaller amount is better, but it is an element that improves the high-temperature strength. Therefore, Nb can be contained up to 0.40% or less. In consideration of weldability, the Nb content is desirably 0.30% or less, and more desirably 0.25% or less. Further, considering the alloy cost, the Nb amount is preferably 0.15% or less.
  • the basic component composition of the steel sheet of the present embodiment has been described above, but it is preferable to selectively contain one or more elements shown below in addition to the above components.
  • Cu is an element effective for improving the high-temperature strength in the middle temperature range of about 600 to 800 ° C. and an element for improving rust resistance. Therefore, Cu is contained in an amount of 0.01% or more as necessary. On the other hand, inclusion of Cu in an excessive amount causes trouble in normal temperature ductility and oxidation resistance. Cu has a specific gravity of 9.0 g / cm 3 and is an element heavier than the specific gravity of Fe (7.9 g / cm 3 ). Further, if Cu is contained in an amount of more than 3.00%, ear cracks in the hot rolling process become prominent and a problem arises in manufacturability, so the upper limit of the Cu amount is made 3.00% or less. In consideration of manufacturability, scale adhesion, weldability, and the like, the Cu content is desirably 0.01 to 1.50%.
  • Ni is contained in an amount of 0.01% or more as necessary in order to improve the initial rust resistance by suppressing crevice corrosion and promoting repassivation. However, containing Ni in an excessive amount hardens and deteriorates moldability. Ni has a specific gravity of 8.9 g / cm 3 and is a heavier element than the specific gravity of Fe (7.9 g / cm 3 ). Therefore, the upper limit of the Ni amount is set to 2.00% or less. In consideration of the raw material cost, the amount of Ni is preferably 0.01 to 0.50%.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance and high-temperature strength, and is an element necessary for suppressing crevice corrosion, particularly when a steel plate is applied to a member having a crevice structure. Therefore, 0.01% or more of Mo is contained as necessary. Meanwhile, Mo is a heavy element compared to the specific gravity (7.9 g / cm 3) of a specific gravity of 10.2 g / cm 3 Fe, and because it is an element degrading the toughness, the upper limit of the Mo content 3. 00% or less. Further, considering the manufacturing cost, the Mo amount is desirably 0.01 to 1.90%.
  • V suppresses crevice corrosion and contributes to improvement of toughness by addition of a small amount. Therefore, V is contained in an amount of 0.01% or more as required. However, containing V in an excessive amount hardens and deteriorates moldability. Moreover, coarse V (C, N) precipitates, leading to toughness deterioration. For this reason, the upper limit of the V amount is set to 0.50% or less. In consideration of the raw material cost and initial rusting property, the V content is preferably 0.01 to 0.20%.
  • B is an element that improves the secondary workability at the time of press working of a product by segregating at the grain boundary and strengthening the grain boundary, and contains 0.0002% or more of B as necessary.
  • the B amount is set to 0.0050% or less.
  • the B content is preferably 0.0002 to 0.0015%.
  • Ca may be contained for desulfurization, and this effect is manifested at 0.0005% or more, so the lower limit of Ca content is 0.0005% or more.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.0100% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0005 to 0.0020%.
  • W contributes to the improvement of corrosion resistance and high-temperature strength, so that 0.1% or more of W is contained as necessary.
  • W is an element having a specific gravity of 19.3 g / cm 3 and heavier than the specific gravity of Fe (7.9 g / cm 3 ).
  • the upper limit of the W amount is set to 3.0% or less. Further, considering the refining cost and manufacturability, the W amount is preferably 0.1 to 1.0%.
  • Zr, Ta, and Hf are combined with C and N to contribute to improvement of toughness, and are each contained in an amount of 0.01% or more as necessary.
  • the upper limit of each amount of Zr, Ta and Hf is set to 0.10. % Or less.
  • the amount of each of Zr, Ta and Hf is preferably 0.01 to 0.08%.
  • Sn and Sb contribute to improvement of corrosion resistance and high temperature strength, each is contained in an amount of 0.005% or more as necessary. However, if Sn and Sb are contained in an amount of more than 0.50%, slab cracking may occur during the manufacture of the steel sheet, so the upper limit of each amount of Sn and Sb is 0.50% or less. Furthermore, considering the refining costs and manufacturability, the respective amounts of Sn and Sb are preferably 0.005 to 0.20%.
  • Co contributes to the improvement of the high temperature strength, 0.03% or more of Co is contained as necessary.
  • the upper limit of the amount of Co is set to 0.30% or less.
  • the amount of Co is preferably 0.03 to 0.10%.
  • Mg may be included as a deoxidizing element.
  • Mg is an element that refines the structure of the slab and contributes to improvement of formability.
  • Mg oxide becomes a precipitation site for carbonitrides such as Ti (C, N) and Nb (C, N), and has an effect of finely dispersing and depositing them. These effects are manifested when the Mg content is 0.0002% or more, and contribute to the improvement of toughness, so the lower limit of the Mg content is 0.0002% or more.
  • the upper limit of Mg amount is 0.010% or less.
  • the Mg amount is preferably 0.0002 to 0.0010%.
  • the REM may be included as necessary from the viewpoint of improving toughness and oxidation resistance by refining various precipitates. Since this effect is manifested in an amount of 0.002% or more, the lower limit of the REM amount is set to 0.002% or more. However, if more than 0.20% of REM is contained, the castability is remarkably deteriorated, so the upper limit of the amount of REM is made 0.20% or less. Further, considering the refining cost and manufacturability, the REM amount is preferably 0.002 to 0.01%.
  • REM rare earth element refers to a generic name of two elements of scandium (Sc) and yttrium (Y) and 15 elements (lanthanoid) from lanthanum (La) to lutetium (Lu) according to a general definition. It may be added alone or as a mixture. The above REM amount is the total amount of these rare earth elements.
  • Ga may contain 0.30% or less of Ga for improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement.
  • the lower limit of Ga content is set to 0.0002% or more.
  • the Ga content is preferably 0.0020% or less from the viewpoint of manufacturability and cost.
  • the steel sheet of the present embodiment is composed of Fe and unavoidable impurities other than the elements described above, but can be contained in a range not impairing the effects of the present embodiment in addition to the elements described above.
  • Bi or the like may be contained in an amount of 0.001 to 0.1% as necessary. Note that it is preferable to reduce general harmful elements and impurity elements such as As and Pb as much as possible.
  • Cr / (Si + Al) is defined as 10.0 or less in the present embodiment.
  • Cr, Si, and Al in the formula are the contents (mass%) of the respective elements. From the viewpoint of corrosion resistance and oxidation resistance, the Cr content is preferably high.
  • Cr is an element that lowers toughness like Al and Si, it is difficult to contain a large amount.
  • Si or Al since a large amount of Si or Al is contained for the purpose of reducing the specific gravity, the toughness at the time of manufacturing the steel and the toughness of the product plate become problems when the amount of Cr is increased.
  • the specific gravity of ferritic stainless steel can be reduced by using Al and Si, which are low specific gravity elements, but if the amount of Cr is large, the toughness and ductility are remarkably deteriorated. Cracking occurs. For this reason, the balance of content of Cr, Si, Al is important. As will be described later, in this embodiment, even with a relatively low Cr component (composition with a relatively small amount of Cr), utilizing the fact that Si and Al are concentrated in the oxide film layer on the surface of the product plate, Oxidation resistance and corrosion resistance can be secured. For this reason, the amount of Cr, Si, and Al is controlled within the above range. Preferably, Cr / (Si + Al) is 9.0 or less. In addition, although it does not specifically limit about the minimum of Cr / (Si + Al), From a viewpoint of manufacturability, it is preferable to set it as 1.0 or more.
  • the steel sheet in the present embodiment is characterized by containing Al having a low specific gravity.
  • Al is an element that improves the high-temperature strength, but when examined in detail, it was found that Al precipitates affect the high-temperature strength. That is, Al inhibits the movement of dislocations in a high temperature environment by solid solution strengthening, and contributes to high strength.
  • Al it has been found that Al easily binds to nitrogen to form AlN, and when this AlN is formed, the solid solution Al is reduced, so that the high-temperature strength is not effectively improved.
  • the precipitation amount of AlN is 0.010% or less, and preferably 0.008% or less in mass%.
  • the reason for limiting the amount of precipitation of AlN will be described.
  • FIG. 1 shows the result of a high-temperature tensile test of a cold-rolled steel plate (plate thickness 1.2 mm).
  • steel A is SUH409L (11% Cr-0.2% Ti-0.01% Al-0.005% C-0.01% N) which is used for general purposes.
  • the composition of Steel B and Steel C is 11% Cr-0.2% Ti-0.5% Al-0.005% C-0.01% N
  • the composition of Steel D is 11% Cr-0.2% Ti-4.9% Al-0.005% C-0.01% N.
  • Steel B and steel C are the same components, but the amount of precipitation of AlN differs depending on the production conditions described later. Specifically, the precipitation amounts of AlN in Steel B and Steel C are 0.150% and 0.005%, respectively.
  • the AlN precipitation amount of Steel D is 0.010%.
  • the high temperature strength is improved by the addition of Al, and the 0.2% proof stress of the steel D having the largest amount of Al is the highest.
  • the amount of precipitation of AlN differs between steel B and steel C, which are the same components, and steel B with a large amount of precipitation of AlN has low high-temperature strength, and the 0.2% proof stress at 850 ° C. is as low as that of existing SUH409L.
  • the AlN precipitation amount was 0.01% or less, the high temperature strength was further improved, and the 0.2% proof stress at 850 ° C. or less became 20 MPa or more.
  • the amount of AlN deposited is the amount of NN deposited as AlN by extraction residue analysis.
  • extraction residue analysis an appropriate test piece is collected from the total thickness of the steel sheet, and the precipitate in the steel is extracted using a tetramethylammonium chloride solution and a 0.2 ⁇ m-diameter filter to obtain ICP (Inductively Coupled). (Plasma).
  • ICP Inductively Coupled
  • the high temperature tensile test was conducted in accordance with JIS G0567, and a tensile test in the direction parallel to the rolling direction of the steel sheet was performed.
  • the present inventors examined the influence of the concentration of each element in a region 5 nm deep from the steel sheet surface (hereinafter also simply referred to as “steel sheet surface layer”) on oxidation resistance and corrosion resistance. As a result, it has been found that the oxidation resistance and corrosion resistance of the steel sheet are affected by the concentration of Al and Si in the surface layer (oxide film layer) of the steel sheet. That is, it has been found that Al and Si concentrated as oxides in a small amount contribute to oxidation resistance and corrosion resistance.
  • the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration in the region from the surface to a depth of 5 nm is set to 15 at% or more, so that the Cr amount as in the steel plate according to the present embodiment is 10 to 10%. It has been found that even 15% low Cr steel improves the corrosion resistance and oxidation resistance.
  • Al concentration + Si concentration of steel sheet surface layer the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration in a region from the surface to a depth of 5 nm.
  • FIG. 2 shows the results of examining the corrosion resistance and oxidation resistance of three types of steel sheets having different amounts of Al. Moreover, about these steel plates, the result of investigating the amount of Cr and Al in the steel, the value of Cr / (Si + Al), and the Al concentration + Si concentration of the surface layer is also shown.
  • the oxidation resistance was evaluated by conducting a continuous oxidation test at 850 ° C. for 200 hours and then examining the presence or absence of abnormal oxidation.
  • the steel sheet was heat-treated at 400 ° C. for 8 hours or less, and then a JASO-CCT test was performed for 30 cycles. And it evaluated by the external appearance photograph after giving rust removal processing. As can be seen from FIG.
  • the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration is 15 at% or more in the region from the steel sheet surface to a depth of 5 nm.
  • the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration is more preferably 16 at% or more.
  • the upper limit of the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration is not particularly limited, but is preferably 25 at% or less from the viewpoint of manufacturability.
  • the elemental analysis of the steel sheet surface layer was performed using ESCA (Electron Spectroscopy for Chemical Analysis).
  • ESCA Electron Spectroscopy for Chemical Analysis.
  • concentration of each element was determined by the cation fraction excluding oxygen, and the sum of the maximum Al concentration and the maximum Si concentration from the steel sheet surface to a depth of 5 nm was determined.
  • the sum of the maximum value of Al concentration and the maximum value of Si concentration in a region 5 nm deep from the steel sheet surface is set to 15 at% or more.
  • the pickling method after annealing of a cold-rolled sheet is prescribed
  • the method of manufacturing a steel sheet according to the present embodiment includes steelmaking, hot rolling, hot-rolled sheet annealing / pickling, cold-rolling, cold-rolled sheet annealing / pickling, and the manufacturing conditions of each step are as follows.
  • typical production conditions are as follows.
  • a method in which steel containing the above component composition is melted in a converter and subsequently subjected to secondary refining is suitable.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • the hot-rolled sheet is annealed and pickled after hot rolling, the annealing process of the hot-rolled sheet may be omitted.
  • the cold rolling after pickling may be performed by either a normal Sendzimir mill or a tandem mill, but tandem mill rolling is more desirable in consideration of the deep drawability of the steel sheet.
  • cold rolling conditions such as roll roughness, roll diameter, rolling oil, number of rolling passes, rolling speed, rolling temperature, etc. are appropriately selected and set so as to satisfy each configuration and each condition of the steel sheet of this embodiment. do it.
  • cold-rolled sheet annealing final annealing
  • intermediate annealing may be put in the middle of cold rolling.
  • the intermediate and final annealing may be either batch annealing or continuous annealing.
  • Each annealing may be bright annealing performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas if necessary, or may be performed in the air.
  • the steel sheet according to the present embodiment may be lubricated to further improve press forming, and the type of lubricating film in this case may be appropriately selected.
  • temper rolling and a leveler may be provided for shape correction after final annealing, it is desirable not to provide these because it causes a decrease in work hardening ability.
  • the annealing temperature is 900 ° C. or higher, and the cooling rate from 900 ° C. to 600 ° C. is 100 ° C./sec or higher.
  • the cold-rolled sheet is first immersed in a molten alkali salt at 440 ° C. or lower for 5 to 30 seconds, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 50 ° C./sec or lower. To do.
  • a cold-rolled sheet is placed in a nitric hydrofluoric acid solution having a hydrofluoric acid content (concentration) of 10 to 30 g / l, a nitric acid content (concentration) of 20 to 60 g / l, and a temperature of 30 to 60 ° C. for 10 seconds to Immerse for 60 seconds.
  • the annealing temperature in the annealing process of the cold-rolled sheet is set to 900 ° C. or higher, and the cooling rate from 900 ° C. to 600 ° C. is defined as 100 ° C./sec or higher. . If the annealing temperature is less than 900 ° C., precipitation of AlN occurs during heating, and the high temperature strength is not effectively improved, so the lower limit of the annealing temperature is set to 900 ° C. or more. The upper limit of the annealing temperature may be selected depending on the steel component.
  • the annealing temperature is desirably 1100 ° C. or lower.
  • the cooling rate in order to suppress AlN precipitation in the cooling process, the cooling rate from 900 ° C. to 600 ° C. is set to 100 ° C./sec or more and the cooling is performed at a high speed. If the temperature interval of this high-speed cooling is less than 600 ° C., AlN does not precipitate at the normal continuous annealing line speed, so the cooling speed is defined within this temperature range.
  • the cooling method may be selected from various methods such as water cooling and air blowing so as to satisfy the cooling rate.
  • the cooling rate is preferably 300 ° C./sec or less from the viewpoint of manufacturability and plate shape.
  • the pickling process is performed, and the results of the study that led to limiting the conditions of the pickling process will be described.
  • the cold-rolled sheet is annealed at 900 ° C. or more.
  • a scale mainly composed of Fe and Cr is generated on the steel sheet surface layer.
  • Si and Al are generated as an internal oxide layer near the interface between the scale and the base material.
  • Cr oxide is removed by neutral salt electrolysis treatment or immersion treatment in high-temperature molten alkali salt, and then immersion in nitric hydrofluoric acid solution, and in some cases nitric acid electrolysis treatment is also added for Fe oxidation.
  • the cold-rolled plate is immersed in the molten alkali salt for 5 to 30 seconds at a low temperature of 440 ° C. or lower so that the oxide of Si or Al is not completely dissolved by immersion in the molten alkali salt.
  • the reason why the high-speed treatment is performed in this way is to selectively dissolve the outer layer Cr oxide and prevent the inner oxide layer from dissolving the Si oxide or Al oxide.
  • the treatment is carried out at an excessively high speed, the scale remains excessively leading to deterioration of the corrosion resistance. Therefore, it is desirable to immerse the cold-rolled plate at 400 ° C. or more for 10 seconds or more in the immersion step in the molten alkali salt.
  • the immersion time is preferably 20 seconds or less.
  • the immersion treatment in the nitric hydrofluoric acid solution is performed in order to remove the Fe-based scale, but the internal oxidation of Al and Si is performed similarly to the immersion in the molten alkali salt.
  • Process at high speed to prevent dissolution of the layer Specifically, the hydrofluoric acid content (concentration) is 30 g / l or less, the nitric acid content (concentration) is 60 g / l, the temperature is 60 ° C. or less, and the dipping time is 60 seconds or less.
  • the concentration, temperature, and immersion time of the nitric hydrofluoric acid solution are excessively low, significant scale residue is generated and the corrosion resistance deteriorates.
  • the content (concentration) of hydrofluoric acid is 10 g / l or more
  • the content (concentration) of nitric acid is 20 g / l or more
  • the temperature is 30 ° C. or more
  • the immersion time is 10 seconds or more.
  • a mixed acid (nitrate) having a hydrofluoric acid content (concentration) of 10 to 20 g / l, a nitric acid content (concentration) of 20 to 50 g / l, and a temperature of 30 to 50 ° C. It is desirable to immerse the cold-rolled plate in a hydrofluoric acid solution for 10 to 30 seconds.
  • the steel sheet is once cooled to room temperature between the immersion treatment in the molten alkali salt and the immersion treatment in the nitric hydrofluoric acid solution.
  • the immersion treatment in the molten alkali salt is performed.
  • the subsequent cooling rate is defined as 50 ° C./second or less. This is to prevent oxidation in the cooling process from the end of the immersion treatment in molten alkali salt performed at 440 ° C. or lower to room temperature. In this cooling process, an oxidation reaction of Fe mainly occurs, but internal oxidation of Si and Al also proceeds.
  • the cooling rate after the immersion treatment in the molten alkali salt exceeds 50 ° C./second, the oxidation of Si or Al does not proceed, so that it is difficult to remain the internal oxidation layer of Al or Si on the product plate.
  • the cooling rate after the immersion treatment in the molten alkali salt is excessively slow, the oxidation of Fe proceeds remarkably, and the descaling in the subsequent immersion treatment in the nitric hydrofluoric acid solution becomes difficult.
  • the minimum of the cooling rate after the immersion process to molten alkali salt shall be 10 degrees C / sec or more.
  • the cooling rate is preferably 20 to 40 ° C./second in consideration of productivity and plate shape.
  • the cooling method after the molten alkali salt treatment is not specified, and either gas cooling or water cooling may be employed.
  • the low specific gravity ferritic stainless steel sheet of this embodiment can be obtained by the manufacturing method described above.
  • the obtained product plate was measured for specific gravity, processability, corrosion resistance, oxidation resistance, and high temperature strength.
  • the specific gravity was measured by a balance method using an electronic balance.
  • a JIS No. 13 B test piece was taken in a direction parallel to the rolling direction, and the elongation at break was determined according to JISZ2241. Samples having “room temperature breaking elongation” of 25% or more were evaluated as “ ⁇ (good)”, and samples having “room temperature breaking elongation” of less than 25% were evaluated as “x (defect)”.
  • the high temperature strength a JIS No.
  • Samples with no abnormal oxidation or scale peeling were evaluated as “ ⁇ (good)”, and samples with abnormal oxidation or scale peeling were evaluated as “x (bad)”.
  • the sample was heat-treated at 400 ° C. for 8 hours or less, and then the JASO-CCT test was performed for 30 cycles.
  • the maximum pitting depth was measured by a depth of focus method using a microscope.
  • a sample having a maximum pitting corrosion depth of less than 200 ⁇ m was evaluated as “ ⁇ (good)”, and a sample having a maximum pitting corrosion depth of 200 ⁇ m or more was evaluated as “x (bad)”.
  • concentration analysis of Si and Al on the steel plate surface it measured using ESCA mentioned above.
  • the amount of AlN precipitation the amount of N precipitated as AlN by the extraction residue analysis was measured as the amount of AlN precipitation similarly to the method mentioned above.
  • the steel sheet having the component composition defined in this embodiment has a lower specific gravity than the steel sheet of the comparative example, and has oxidation resistance, heat resistance (high temperature strength), corrosion resistance, and workability. It turns out that it is excellent in.
  • Steel sheets were produced under various production conditions for steels within the scope of the present embodiment (steel Nos. A1 to A6). And analysis of Ai density

Abstract

このフェライト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０１～４．００％、Ｍｎ：０．０１～３．００％、Ｐ：０．０１０～０．０４０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１０．０～１５．０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ａｌ：０．５０～１０．０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５～０．４０％、およびＮｂ：０．０５～０．４０％のいずれか一方又は両方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０．０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３以下である。

Description

低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、低比重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。特に、本発明は、高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に最適であり、かつ、部品軽量化に寄与する低比重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。
　本願は、２０１７年３月３０日に、日本に出願された特願２０１７－０６９１４２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の排気系統は、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーター、フレキシブルチューブ、フロントパイプ、センターパイプおよびマフラーなどに加え、近年搭載が増加しているＥＧＲ（Ｅｘｈａｕｓｔ　Ｇａｓ　Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ）クーラー、排熱回収器、ＤＰＦ（Ｄｉｅｓｅｌ　Ｐａｒｔｉｃｕｌａｔｅ　Ｆｉｌｔｅｒ）および尿素ＳＣＲ（Ｓｅｌｅｃｔｉｖｅ　Ｃａｔａｌｙｔｉｃ　Ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）といった様々な環境対応部品から構成される。
　これらの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通す。そのため、排気系部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。また、これらの排気系部材の中で内面凝縮水腐食および外面塩害環境に曝される部品は、腐食による耐穴開き性に優れた特性が要求される。
　上記排気系部材の中で、例えばエキゾーストマニホールドや触媒コンバーターのケースは、特に高温の排ガスに曝されるため耐熱性を重視した優れたステンレス鋼が使用される。
　一方、排気系統の後方に配置させるセンターパイプやマフラー等は、排ガス温度が低くなるため耐食性を重視したステンレス鋼が使用される。
　ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、排気マニホールドの様に加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。また、オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼に比べると、スケール剥離性に劣る場合があり、また高価なＮｉを多量に含有するためコスト高になる課題がある。
　よって、自動車の排気系部材には、主にフェライト系ステンレス鋼が多用されている。
　近年、排ガス規制の強化、エンジン性能の向上、車体の軽量化などの観点から、排気系部材には高耐熱および高耐食フェライト系ステンレス鋼が使用されている。
　耐熱性が重視される部品では、例えばＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ－Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ－Ｍｏ添加鋼）、Ｎｂ－Ｃｕ添加鋼が適用されている（特許文献１参照）。これらは、いずれもＮｂ添加が前提となっており、Ｎｂによる固溶強化あるいは析出強化によって高温強度を高くし、熱疲労寿命を向上するものである。
　一方、排気系統の後方に配置するセンターパイプやマフラー等は耐食性が重視されるため、ＳＵＨ４０９Ｌ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３０ＬＸ（Ｔｉ添加鋼）、ＳＵＳ４３６Ｌ（Ｔｉ－Ｍｏ添加鋼）等が使用され、ＣｒやＭｏにより耐外面塩害腐食性（外面の塩害に対する耐食性）あるいは耐内面凝縮水腐食性（内面の凝縮水に対する耐食性）を向上させた鋼が多く適用されている。
　ところで、近年では車体の軽量化による燃費向上の動きが盛んになっている。
　これに対して、排ガス浄化のために排気管の各箇所に環境対応部品（ＥＧＲクーラー、排熱回収機、ＤＰＦ、ＧＰＦ等）が搭載されつつあり、排気系部材の全体の重量が増える傾向にある。
　各種部品の増加に伴う重量増を抑えて車体の軽量化を図る方法としては、各種の排気系部材に使用される鋼板の板厚を減らす、即ち薄肉化することが有効である。なお薄肉軽量化のためには、減少した板厚分の強度等を補うために、素材となる鋼の高強度化および高耐食化が必要であり、一般的には合金元素を多量に添加することで高温強度や耐食性を向上させる方法がとられる。しかしながら、この場合、合金コストが高くなり、また鋼板の製造性が劣化する場合がある。また、耐食性を向上させる元素が必ずしも高温強度を向上させるわけでは無く、合金コスト増を抑えつつ高強度化と高耐食化を両立し得る鋼は見出されていなかった。
　車体の軽量化を図る他の方法として、各種の排気系部材に使用される素材そのものの重量（比重）を軽くする方法があり、これが達成出来れば部品の軽量化および車体の軽量化に直結する。
　通常のフェライト系ステンレス鋼の場合、その比重は７．７～７．９ｇ／ｃｍ３程度であるが、比重を７．６ｇ／ｃｍ３以下にすることが出来れば、２～４％以上の軽量化の効果が得られる。
　ステンレス鋼以外の鋼についてではあるが、特許文献２、３には、Ａｌを１０％以下で含有させる高強度で低比重の鋼板に関する技術が記載されている。
　一方、Ｆｅを５０％以上、Ｃｒを１０％以上含有するステンレス鋼の比重を下げる場合や、低比重元素（例えばＡｌ、Ｂ、Ｍｇ、Ｓｉ，Ｔｉ等）を添加する場合のいずれにおいても、鋼の製造性が著しく劣化し、また製品の加工性に課題がある。
　特許文献４には、Ｃｒを１０～２５％、Ｓｉを０．１～２％、Ａｌを１～２．５％を含有し、Ａｌ＋０．５Ｓｉを１．５～２．８％とする溶接性と加工性に優れた触媒担持用の耐熱フェライト系ステンレス鋼が記載されている。しかしながら、皮膜および加工性の観点からの成分調整であり、高温強度や耐食性については言及されていない。
　上述したように、特許文献２、３には、低比重元素であるＡｌを活用した技術が記載されているが、これら文献の鋼板はＣｒの含有量が高々５％以下であるため、耐食性用途や耐熱性用途には適用が不可となる。
　また、特許文献４に記載の鋼成分は、皮膜および加工性の観点から成分調整したものであり、高温強度や耐食性については言及されていない。
特許第５２９７６３０号公報 特許第５０９４８８８号公報 特許第４２３５０７７号公報 特許第３４７４８２９号公報
　本発明は、上記のような問題を解決するためになされたものであり、特に自動車の排気部品に要求される耐熱性（高温強度）、耐酸化性、耐食性および加工性に優れる低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼成分において、主にＣｒ、Ａｌ、Ｓｉの添加量を調整し、かつ鋼の比重を低くすることにより、高温強度、耐酸化性、耐食性ならびに加工性に優れた低比重フェライト系ステンレス鋼板を得ることができるという知見を得て、本発明に至った。
　以下、本発明者らが得た新たな知見について説明する。
　耐熱性や耐食性以外の要素として、鋼板および部品の製造性の観点から靭性や延性の課題が生じることから、本発明者らは低比重元素であるＡｌを添加し、更に耐熱性、耐食性および靭性を確保するＣｒ量およびＳｉ量を詳細に調査した。
　その結果、低比重元素であるＡｌを添加することでフェライト系ステンレス鋼の比重は低減するものの、靭性と延性が著しく劣化し、鋼板の製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じる。このため、Ａｌと他の元素とのバランスを図る必要があることが分かった。具体的にはＣｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）量を特定の値以下に抑えることが有効である。
　また、Ａｌの窒化物（ＡｌＮ）の生成量を制御することで、固溶Ａｌを確保し、高温強度や耐酸化性を向上させることにも成功した。
　更に、鋼板表層のＳｉ濃化とＡｌ濃化が、加熱後の耐食性を大幅に向上させることを知見し、Ｃｒ量の増加やＭｏの添加を行うこと無く、排気系部材に要求される耐食性を満足することを知見した。
　即ち、本発明は、以上の知見に基づいて完成したものであり、上記課題を解決する本発明の一態様の要旨は、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０１～４．００％、Ｍｎ：０．０１～３．００％、Ｐ：０．０１０～０．０４０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１０．０～１５．０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ａｌ：０．５０～１０．０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０５～０．４０％、およびＮｂ：０．０５～０．４０％のいずれか一方又は両方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０．０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［２］ＡｌＮの析出量が、質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする上記［１］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［３］鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上であることを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［４］更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１～３．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｔａ：０．０１～０．１０％、Ｈｆ：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００５～０．５０％、Ｃｏ：０．０３～０．３０％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１０％、Ｓｂ：０．００５～０．５０％、ＲＥＭ：０．００２～０．２０％、Ｇａ：０．０００２～０．３０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］～［３］の何れかに記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
［５］上記［１］～［４］の何れかに記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、冷延板の焼鈍工程と、前記冷延板の焼鈍工程後の酸洗工程を有し、前記冷延板の焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上とし、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、前記酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に前記冷延板を５秒～３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸の含有量が１０～３０ｇ／ｌ、硝酸の含有量が２０～６０ｇ／ｌ、温度が３０～６０℃の硝弗酸溶液に前記冷延板を１０秒～６０秒浸漬することを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明の一態様によれば、低比重なＡｌとＳｉを適正量で添加することで鋼板の比重を低減し、かつ加工性、耐熱性および耐食性に優れた低比重フェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る鋼板と従来の鋼板の高温引張試験における０．２％耐力を示す図（グラフ）である。 本実施形態に係る鋼板と従来の鋼板の耐食性と耐酸化性を示す図である。
　以下、本発明の低比重フェライト系ステンレス鋼板（以下、単に鋼板とも称する。）の一実施形態について説明する。なお、本実施形態の鋼板の比重は７．６ｇ／ｃｍ３以下である。
　まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼の成分を示す％については、特に断りのない限り質量％を意味する。
　Ｃは、低比重元素であるが、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｃ量を０．０２０％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．００９％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ量を０．００１％以上とし、好ましくは０．００３％以上とする。
　Ｎは、Ｃと同様に低比重元素であるが、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｎ量は０．０２０％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．０１５％以下とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｎ量を０．００１％以上とし、好ましくは０．００３％以上とする。
　Ｓｉは、比重が２．３ｇ／ｃｍ３であり、Ｆｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて軽い元素である。そのため、本実施形態において重要な元素である。また、Ｓｉは脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度を改善する元素でもある。加えて、Ｓｉは、加熱時に鋼板表層にＳｉ酸化物を形成し、耐酸化性のみならず耐食性を向上させるため、０．０１％以上含有する。耐酸化性や高温強度を考慮すると、Ｓｉ量は０．２０％以上が望ましく、熱疲労特性や外面耐食性を考慮すると、Ｓｉ量は０．４０％以上がさらに望ましい。一方、Ｓｉ量が４．００％超となると、靭性が著しく劣化し、鋼板製造時の板破断や部品加工時の脆性割れが問題となるため、Ｓｉ量の上限を４．００％以下とする。製造性を考慮するとＳｉ量は３．００％以下が望ましい。
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度の上昇に寄与する。また、長時間の使用中にＭｎ系酸化物を鋼板表層に形成し、スケール密着性や異常酸化の抑制効果に寄与するため、０．０１％以上のＭｎを含有する。スケール密着性を考慮すると、Ｍｎ量は、０．０５％以上が望ましく、０．１０％以上がさらに望ましい。一方、Ｍｎ量が３．００％超となると、常温延性を低下させ、またＭｎＳを形成して耐食性を低下させる。このため、Ｍｎ量の上限を３．００％以下とする。更に、高温延性を考慮すると、Ｍｎ量は１．５０％以下が望ましい。
　Ｐは、固溶強化元素であり材料を硬質化させるため、延性や靭性の観点からその含有量は少ないほどよい。そのため、Ｐ量の上限を０．０４０％とする。耐食性を考慮するとＰ量は０．０３０％以下が望ましい。また、Ｐ量の過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、Ｐ量の下限を０．０１０％以上とする。更に、製造コストを考慮するとＰ量は０．０１５％以上が望ましい。
　Ｓは、耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるため、その含有量は少ないほどよい。しかし、Ｓ量の過度の低減は精錬コストの増大を招くため、Ｓ量を０．０００１％以上とし、望ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｓ量が０．０１００％超の場合、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物の生成に起因して、延性、靭性が劣化するため、Ｓ量の上限を０．０１００％以下とする。鋼板を燃料部品に適用した際の隙間腐食の抑制を考慮すると、Ｓ量は０．００３０％以下が望ましい。
　Ｃｒは、本実施形態において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。Ｃｒ量が１０．０％未満では、その効果は発現しないため、Ｃｒ量の下限を１０．０％以上とする。一方、Ｃｒは本実施形態で活用するＡｌやＳｉと同様に靭性や加工性を劣化させる元素であるため、ＡｌやＳｉを複合添加する場合にはＣｒの多量の添加は困難となる。したがって、鋼板の製造時の靭性を確保するためには、Ｃｒ量を１５．０％以下とする必要がある。更に、製造性や高温延性を考慮すると、Ｃｒ量は１４．５％以下が望ましく、１４．０％未満がさらに望ましい。
　Ａｌは、比重が２．７ｇ／ｃｍ３であり、Ｆｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて軽い元素である。そのため、本実施形態において重要な元素である。また、Ａｌは脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度や耐酸化性を改善する元素であるため、０．５０％以上のＡｌを含有する。高温強度や耐酸化性を考慮すると、Ａｌ量は０．６０％以上が望ましい。一方、Ａｌは鋼を脆化させる元素であり、１０．０％超のＡｌの添加は、鋼板の製造時の板破断および部品の加工時の割れの問題が生じることから、Ａｌ量の上限を１０．０％以下とする。溶接性を考慮すると、Ａｌ量は、４．００％以下が望ましく、２．５０％以下がより望ましい。更に、鋼板製造時の表面疵、酸洗性を考慮すると、Ａｌ量は１．５０％以下が望ましい。
　ＴｉおよびＮｂは、Ｃ，Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素であり、単独または複合で添加する。すなわちＴｉおよびＮｂのいずれか一方又は両方を添加する。これらの効果はＴｉ、Ｎｂともに０．０５％以上の量で発現することから、ＴｉおよびＮｂのそれぞれの量の下限を０．０５％以上とする。一方、Ｔｉは低比重元素であるが、表面疵の発生や靭性の低下を招くため、Ｔｉ量の上限は０．４０％以下とする。但し、溶接性や加工性を考慮するとＴｉ量は０．２５％以下が望ましい。Ｎｂは高比重元素であるため、少ない方がよいが高温強度を向上させる元素であるため、０．４０％以下までのＮｂの含有が可能である。溶接性を考慮するとＮｂ量は０．３０％以下が望ましく、０．２５％以下がより望ましい。更に合金コストを考慮するとＮｂ量は０．１５％以下が望ましい。
　以上、本実施形態の鋼板の基本的な成分組成について説明したが、上記成分に加え、さらに下記に示す元素１種または２種以上を選択的に含有させることが好ましい。
　Ｃｕは、６００～８００℃程度の中温度域における高温強度の向上に有効な元素であるとともに耐錆性を向上させる元素であるため、必要に応じて０．０１％以上の量で含有させる。一方、Ｃｕを過度の量で含有させることは、常温延性および耐酸化性に支障が生じる。またＣｕは比重が９．０ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。また、Ｃｕを３．００％超の量で含有させると、熱延工程での耳割れが顕著になり製造性に問題が生じるため、Ｃｕ量の上限を３．００％以下とする。製造性、スケール密着性および溶接性などを考慮すると、Ｃｕ量は０．０１～１．５０％が望ましい。
　Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化の促進により、耐初期錆び性を向上させるため、必要に応じて０．０１％以上の量で含有させる。但し、Ｎｉを過度の量で含有させることは、硬質化し成形性を劣化させる。またＮｉは比重が８．９ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。そのため、Ｎｉ量の上限を２．００％以下とする。尚、原料コストを考慮すると、Ｎｉ量は０．０１～０．５０％が望ましい。
　Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に鋼板を、隙間構造を有する部材に適用する場合には、隙間腐食を抑制するために必要な元素である。そのため、必要に応じて０．０１％以上のＭｏを含有させる。一方、Ｍｏは比重が１０．２ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素であり、また靭性を劣化させる元素であるため、Ｍｏ量の上限を３．００％以下とする。更に、製造コストを考慮するとＭｏ量は０．０１～１．９０％が望ましい。
　Ｖは、隙間腐食を抑制させ、また微量添加によって靭性向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上のＶを含有させる。但し、Ｖを過度の量で含有させることは、硬質化し成形性を劣化させる。また、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出することによって靭性劣化につながる。このため、Ｖ量の上限を０．５０％以下とする。尚、原料コストや初期錆び性を考慮すると、Ｖ量は０．０１～０．２０％が望ましい。
　Ｂは、粒界に偏析して粒界を強化することにより製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素であり、必要に応じて０．０００２％以上のＢを含有させる。しかしながら、Ｂを過度の量で含有させると、硬質化や粒界腐食性、耐酸化性を劣化させ、また溶接割れが生じるため、Ｂ量を０．００５０％以下とする。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、Ｂ量は０．０００２～０．００１５％が望ましい。
　Ｃａは、脱硫のために含有させる場合があり、この効果は０．０００５％以上で発現することからＣａ量の下限を０．０００５％以上とする。しかしながら、０．０１００％超のＣａ含有させることにより、粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、Ｃａ量の上限を０．０１００％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃａ量は０．０００５～０．００２０％が望ましい。
　Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．１％以上のＷを含有させる。しかしながらＷは比重が１９．３ｇ／ｃｍ３でありＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素である。また、Ｗを過度の量で含有させることは、鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため、Ｗ量の上限を３．０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｗ量は０．１～１．０％が望ましい。
　Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じてそれぞれ０．０１％以上の量で含有させる。但し、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、０．１０％超の量で含有させると、コスト増になり、また製造性を著しく劣化させるため、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆのそれぞれの量の上限を０．１０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆのそれぞれの量は、０．０１～０．０８％が望ましい。
　ＳｎおよびＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じてそれぞれ０．００５％以上の量で含有させる。ただし、ＳｎおよびＳｂは、０．５０％超の量で含有させると、鋼板の製造時のスラブ割れが生じる場合があるためＳｎおよびＳｂのそれぞれの量の上限を０．５０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、ＳｎおよびＳｂのそれぞれの量は０．００５～０．２０％が望ましい。
　Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０３％以上のＣｏを含有させる。しかしながらＣｏは比重が８．９ｇ／ｃｍ３でＦｅの比重（７．９ｇ／ｃｍ３）に比べて重い元素であるため、Ｃｏ量の上限を０．３０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏ量は０．０３～０．１０％が望ましい。
　Ｍｇは、脱酸元素として含有させる場合がある。また、Ｍｇはスラブの組織を微細化させ、成形性の向上に寄与する元素である。さらに、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細に分散析出させる効果がある。これらの作用はＭｇ量が０．０００２％以上で発現し、靭性の向上に寄与するためＭｇ量の下限を０．０００２％以上とする。但し、Ｍｇを過度の量で含有させることは、溶接性や耐食性の劣化につながるため、Ｍｇ量の上限を０．０１０％以下とする。精錬コストを考慮すると、Ｍｇ量は０．０００２～０．００１０％が望ましい。
　ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性の向上や耐酸化性の向上の観点から、必要に応じて含有させる場合がある。この効果は０．００２％以上の量で発現することから、ＲＥＭ量の下限を０．００２％以上とする。しかしながら、０．２０％超のＲＥＭを含有させると、鋳造性が著しく悪くなることから、ＲＥＭ量の上限を０．２０％以下とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭ量は０．００２～０．０１％が望ましい。
　ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。上記のＲＥＭ量は、これら希土類元素の合計量である。
　Ｇａは、耐食性の向上や水素脆化の抑制のため、０．３０％以下のＧａを含有させてもよい。硫化物や水素化物形成の観点からＧａ量の下限を０．０００２％以上とする。さらに、製造性やコストの観点からＧａ量は０．００２０％以下が好ましい。
　本実施形態の鋼鈑は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなるが、以上説明した各元素の他にも、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。例えば、本実施形態においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１％含有させてもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
　また、上記の成分組成に関して、本実施形態では、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を１０．０以下と規定する。ここで、式中のＣｒ，Ｓｉ，Ａｌは、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
　耐食性および耐酸化性の観点からはＣｒ含有量は多い方がよい。しかし、ＣｒはＡｌやＳｉと同様に靭性を低下させる元素であるため、多量に含有させることは困難である。さらに、本実施形態では、低比重化のためにＳｉやＡｌを多量に含有させることから、Ｃｒ量まで多量となると、鋼の製造時の靭性および製品板の靭性が課題となる。すなわち、低比重元素であるＡｌやＳｉを活用することでフェライト系ステンレス鋼の比重を低減できるものの、Ｃｒ量が多いと靭性と延性が著しく劣化し、鋼板の製造段階や部品へのプレス加工時に割れが生じる。このため、Ｃｒ，Ｓｉ，Ａｌの含有量のバランスが重要である。
　また、後述する様に本実施形態においては、比較的低いＣｒ成分（Ｃｒ量が比較的少ない組成）でも、製品板の表面の酸化皮膜層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して、耐酸化性や耐食性を確保できる。このため、上記範囲でＣｒ，Ｓｉ，Ａｌの量を制御する。好ましくは、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を９．０以下とする。なお、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の下限については特に限定しないが、製造性の観点から、１．０以上とすることが好ましい。
　次に、ＡｌＮの析出量について説明する。
　本実施形態における鋼板は、上述したように、低比重であるＡｌを含有することが特長である。
　Ａｌは高温強度を向上させる元素であるが、詳細に検討したところ、Ａｌの析出物が高温強度に影響することを知見した。即ち、Ａｌは固溶強化により高温環境における転位の移動を阻害して高強度化に寄与する。しかし、一方で、Ａｌは窒素と結合してＡｌＮを形成し易く、このＡｌＮが生成すると固溶Ａｌが減少するため高温強度が効果的に向上しないことを見出した。よって、製品板の段階でＡｌＮの析出を抑制する必要があり、そのためにＴｉやＮｂといった元素の活用が有効である。これは、これらの元素がＡｌよりも窒化物に成り易いためである。
　本実施形態では、ＡｌＮの析出量は、質量％で０．０１０％以下とし、好ましくは、０．００８％以下である。
　以下、ＡｌＮの析出量の限定理由について説明する。
　図１は、冷延鋼板（板厚１．２ｍｍ）の高温引張試験の結果を示す。ここで、鋼Ａは汎用的に使用されているＳＵＨ４０９Ｌ（１１％Ｃｒ－０．２％Ｔｉ－０．０１％Ａｌ－０．００５％Ｃ－０．０１％Ｎ）である。これに対して、鋼Ｂと鋼Ｃの組成は、１１％Ｃｒ－０．２％Ｔｉ－０．５％Ａｌ－０．００５％Ｃ－０．０１％Ｎであり、鋼Ｄの組成は、１１％Ｃｒ－０．２％Ｔｉ－４．９％Ａｌ－０．００５％Ｃ－０．０１％Ｎである。
　また、鋼Ｂと鋼Ｃは、同一成分であるが、後述する製造条件によってＡｌＮの析出量が異なるものである。具体的には、鋼Ｂおよび鋼ＣのＡｌＮ析出量はそれぞれ０．１５０％および０．００５％である。また、鋼ＤのＡｌＮ析出量は０．０１０％である。
　図１から分かるように、Ａｌ添加によって高温強度は向上することが読み取れ、Ａｌ量の最も多い鋼Ｄの０．２％耐力が、最も高くなった。一方で、同一成分である鋼Ｂと鋼ＣではＡｌＮ析出量が異なり、ＡｌＮ析出量が多い鋼Ｂは高温強度が低く、８５０℃での０．２％耐力は既存のＳＵＨ４０９Ｌと同程度と低い結果となった。すなわち、ＡｌＮ析出量を０．０１％以下とすることにより、高温強度がより向上し、８５０℃以下における０．２％耐力が２０ＭＰａ以上となった。
　なお、８５０℃以下において０．２％耐力が２０ＭＰａ以上確保されれば、比較として示している代表的な耐熱フェライト鋼であるＳＵＨ４０９Ｌよりも高強度である。このような０．２％耐力を有する鋼板は、現状の自動車の排気部品への適用が可能であるとともに、排ガス温度の高温化にも対応可能な特性を示すものである。
　なお、ＡｌＮ析出量は、抽出残渣分析によってＡｌＮとして析出するＮ量をＡｌＮ析出量としている。ここで、抽出残渣分析については、鋼板の全厚から適宜の試験片を採取し、テトラメチルアンモニウムクロライド溶液および０．２μｍ径のフィルターを用いて鋼中の析出物を抽出し、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ）で分析した。
　また高温引張試験は、ＪＩＳ　Ｇ０５６７に準拠し、鋼板の圧延方向と平行方向の引張試験を行った。
　次に、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域におけるＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度について説明する。
　通常、ステンレス鋼の表面にはＣｒが濃化した不働態皮膜が形成されており、この皮膜が耐酸化性や耐食性の向上に寄与する。しかしながら、本実施形態では上述したように、低比重化を図るためにＳｉやＡｌを多量に含有させる。このため、ＳｉやＡｌと同様に靭性を低下させうるＣｒについては、その量を制御する必要があり、耐食性や耐酸化性の低下が懸念される。
　そこで本発明者らは、耐酸化性および耐食性に及ぼす、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域（以下、単に「鋼板表層」とも称する。）における各元素の濃度の影響について検討した。その結果、鋼板の耐酸化性や耐食性は、鋼板表層（酸化皮膜層）におけるＡｌおよびＳｉの濃化が影響することを知見した。すなわち、微量に酸化物として濃化するＡｌやＳｉが耐酸化性や耐食性に寄与することを知見した。また種々の実験から、表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和を１５ａｔ％以上とすることで、本実施形態に係る鋼板のようなＣｒ量が１０～１５％程度の低Ｃｒ鋼でも耐食性や耐酸化性を向上させることを見出した。
　なお、以下の詳細な説明において、「表面から５ｎｍ深さまでの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和」を「鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度」とも称して説明する。
　図２は、Ａｌ量が異なる３種の鋼板の耐食性と耐酸化性を調べた結果を示す。また、これらの鋼板について、鋼中のＣｒとＡｌの量、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の値、及び表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度を調べた結果も示す。
　ここで、耐酸化性としては、８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、次いで異常酸化の有無を調べて評価した。また、耐食性としては、鋼板を４００℃で８時間以下の加熱処理し、次いでＪＡＳＯ－ＣＣＴ試験を３０サイクル行った。そして錆落とし処理を施した後の外観写真により評価した。
　図２からも分かるように、代表的な耐熱鋼であるＳＵＨ４０９Ｌ（Ｎｏ．Ｘ）では、鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度が低く、８５０℃で異常酸化が生じて著しい板厚の減少が生じている。さらにＳＵＨ４０９Ｌの外観写真からも明らかなように、耐食性が著しく劣化している。
　一方、本実施形態に係る鋼板（Ｎｏ．Ｙ、Ｎｏ．Ｚ）では、鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度が高く、正常酸化であり、耐酸化性が向上している。さらに外観写真からも分かるように、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低くても、Ａｌ濃度＋Ｓｉ濃度が１５ａｔ％以上であれば、耐食性の劣化を回避できている。これより、Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が低く、かつ鋼板表面から５ｎｍ深さにおけるＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度の最大値が１５ａｔ％以上である場合に、耐食性と耐酸化性を改善できる。
　以上の結果より、本実施形態においては、鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上となるよう制御することが望ましい。低比重化、耐酸化性、耐食性のバランスの観点から、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和は１６ａｔ％以上とすることがさらに望ましい。
　これにより、本実施形態のような比較的低いＣｒ鋼でも、鋼板表層にＳｉやＡｌが濃化することを活用して耐酸化性や耐食性を確保することができる。なお、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和の上限については特に限定しないが、製造性の観点から、２５ａｔ％以下とすることが望ましい。
　ここで、鋼板表層の元素分析に関しては、ＥＳＣＡ(Electron Spectroscopy for Chemical Analysis)を用いて行った。まず表面分析を鋼板表面から深さ方向に行い、酸素を除いたカチオン分率にて各元素の濃度を求め、鋼板表面から５ｎｍ深さまでの最大Ａｌ濃度および最大Ｓｉ濃度の和を求めた。
　なお、鋼板表層に、酸化物として濃化したＡｌやＳｉが耐酸化性や耐食性の向上に寄与するメカニズムについては明らかになっていないが、以下のように考えられる。
　本実施形態の鋼板のように比較的低Ｃｒである鋼は、Ｆｅの酸化が促進され、加熱時にＦｅリッチな酸化スケールが生成し易いため、異常酸化を引き起こしやすく、耐食性も不良である。しかし、鋼板表層にＳｉやＡｌの酸化物が形成されることにより、Ｆｅの酸化が抑制され、耐酸化性や耐食性が向上すると考えられる。
　以上説明したように、本実施形態では優れた耐食性、耐酸化性を得るために、鋼板表面から５ｎｍ深さの領域におけるＡｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上とすることが望ましいが、これを達成するためには、冷延板の焼鈍後の酸洗方法を規定する。また、ＡｌＮの析出量を抑制するためには、冷延板の焼鈍方法を規定することが重要である。
　以下、本実施形態に係る低比重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。
　本実施形態の鋼板の製造方法は、製鋼－熱間圧延－熱延板の焼鈍・酸洗－冷間圧延－冷延板の焼鈍・酸洗の各工程よりなり、各工程の製造条件については、冷延板の焼鈍・酸洗工程以外は特に規定するものではない。すなわち、冷延板の焼鈍・酸洗工程以外の工程については、特に制限はなく従来公知の方法を適用できる。ちなみに、代表的な製造条件を示すと、以下のとおりである。
　製鋼においては、上記成分組成を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。
　スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
　熱間圧延後は熱延板の焼鈍・酸洗を行うが、熱延板の焼鈍工程は省略してもよい。
　酸洗後の冷間圧延は、通常のゼンジミアミル、タンデムミルのいずれで圧延してもよいが、鋼板の深絞り性を考慮するとタンデムミル圧延の方が望ましい。冷間圧延においては、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などの条件は、本実施形態の鋼板の各構成・各条件を満たし得るように適宜選択・設定すればよい。
　冷間圧延後に冷延板の焼鈍（最終焼鈍）を行うが、冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れてもよい。なお中間および最終焼鈍は、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、各焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でもよいし、大気中で焼鈍しても構わない。
　更に、本実施形態に係る鋼板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させてもよく、この場合の潤滑膜の種類は適宜選択すればよい。また、最終焼鈍後に形状矯正のために調質圧延やレベラーを付与しても構わないが、加工硬化能の低下を招くことから、これらは付与しないことが望ましい。
　本実施形態においては、上記冷延板の焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上とし、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とする。さらに、冷延板の焼鈍工程後の酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に冷延板を５秒～３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却する。次いで、弗酸の含有量（濃度）が１０～３０ｇ／ｌ、硝酸の含有量（濃度）が２０～６０ｇ／ｌ、温度が３０～６０℃の硝弗酸溶液に冷延板を１０秒～６０秒浸漬する。
　本実施形態では、高温強度を有効に発現させるべく、ＡｌＮの析出量を抑制することが望ましい。このようにＡｌＮの析出を抑制するために、本実施形態では、冷延板の焼鈍工程の焼鈍温度を９００℃以上とし、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上と規定する。
　焼鈍温度が９００℃未満であると、加熱時にＡｌＮの析出が生じてしまい、高温強度が有効に向上しないため、焼鈍温度の下限を９００℃以上とする。焼鈍温度の上限は鋼成分によって選択すればよいが、過度な粒成長は靭性の低下をもたらすことから、焼鈍温度は１１００℃以下が望ましい。
　冷却速度については、冷却過程のＡｌＮ析出を抑制するために、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上として高速で冷却する。この高速冷却の温度区間が６００℃未満では、通常の連続焼鈍のライン速度ではＡｌＮの析出が生じないので、この温度範囲で冷却速度を規定している。なお、冷却方法は、水冷、送風等の種々の方法から冷却速度を満足する様に選択すればよい。また、冷却速度については、製造性および板形状の観点から３００℃／ｓｅｃ以下が望ましい。
　次に酸洗工程を行うが、この酸洗工程の各条件を限定するに至った検討結果を説明する。
　上記のとおり、冷延板の焼鈍は９００℃以上で行われるが、この際に鋼板表層にはＦｅ、Ｃｒを主体とするスケールが生成する。また、ＳｉやＡｌはスケールと母材の界面近傍に内部酸化層として生成する。
　一般的には耐食性の観点から、焼鈍時のスケールは完全に除去する必要がある。具体的には、中性塩電解処理あるいは高温の溶融アルカリ塩への浸漬処理によりＣｒ酸化物を除去し、その後、硝弗酸溶液への浸漬、場合によっては硝酸電解処理も追加してＦｅ酸化物を除去して製品板とする。さらに、ＳｉやＡｌが含有する鋼では内部酸化層を完全に取り除くために、比較的高温で溶融塩処理を施し、更に高濃度の硝弗酸処理によってデスケールされる。
　一方、本実施形態では、上述してきたように、鋼板表層にＡｌやＳｉが酸化物として濃化しており、このＡｌやＳｉの内部酸化層の残留が耐食性や耐酸化性に有効に寄与することを見出した。このため、酸洗工程では、このＳｉ酸化物やＡｌ酸化物が完全に溶解しないようにしなければならない。換言するに、焼鈍工程において生成した内部酸化層が完全に除去されないように酸洗条件を設定する。これにより、鋼板表層のＡｌ濃度＋Ｓｉ濃度を上記の範囲にすることができ、本実施形態のような低Ｃｒ鋼でも優れた耐食性や耐酸化性を発現させることができる。
　具体的には、ＳｉやＡｌの酸化物が溶融アルカリ塩への浸漬で完全に溶解しない様に、４４０℃以下の低温で冷延板を溶融アルカリ塩に５秒～３０秒浸漬させる。このように高速処理するのは、外層のＣｒ酸化物を選択的に溶解し、内部酸化層のＳｉ酸化物やＡｌ酸化物の溶解を防ぐためである。しかし、あまりにも高速に処理しすぎると、過度にスケールが残り耐食性の劣化に繋がることから、溶融アルカリ塩への浸漬工程では、冷延板を４００℃以上で１０秒以上浸漬することが望ましい。また、生産性も考慮すると浸漬時間は２０秒以下が望ましい。
　次に、溶融アルカリ塩への浸漬処理の後は、Ｆｅ系スケールを除去するために硝弗酸溶液への浸漬処理を施すが、溶融アルカリ塩への浸漬と同様に、ＡｌやＳｉの内部酸化層の溶解を防ぐ目的で、高速で処理する。具体的には、弗酸の含有量（濃度）は３０ｇ／ｌ以下、硝酸の含有量（濃度）は６０ｇ／以下、温度は６０℃以下、浸漬時間は６０秒以下に設定して処理する。一方、硝弗酸溶液の濃度や温度、浸漬時間が過度に低いと、著しいスケール残りが発生して耐食性が劣化する。このため、弗酸の含有量（濃度）は１０ｇ／ｌ以上、硝酸の含有量（濃度）は２０ｇ／ｌ以上、温度は３０℃以上、浸漬時間は１０秒以上とする。更に、生産性や製造コストを考慮すると、弗酸の含有量（濃度）が１０～２０ｇ／ｌ、硝酸の含有量（濃度）が２０～５０ｇ／ｌ、温度が３０～５０℃の混酸（硝弗酸溶液）に冷延板を１０～秒３０秒浸漬することが望ましい。
　加えて、本実施形態では、前述の溶融アルカリ塩への浸漬処理と硝弗酸溶液への浸漬処理との間で、一旦常温まで鋼板を冷却するが、この際に溶融アルカリ塩への浸漬処理以降の冷却速度を５０℃／秒以下と規定する。これは、４４０℃以下で行う溶融アルカリ塩への浸漬処理の終了時点から常温までの冷却過程での酸化を防ぐためである。この冷却過程では主にＦｅの酸化反応が起こるが、それ以外にもＳｉやＡｌの内部酸化も進行する。溶融アルカリ塩への浸漬処理後の冷却速度が５０℃／秒超では、ＳｉやＡｌの酸化が進行しないため、製品板のＡｌやＳｉの内部酸化層の残留が困難となるためである。一方、溶融アルカリ塩への浸漬処理後の冷却速度が過度に遅い場合、Ｆｅの酸化も著しく進行し、後工程である硝弗酸溶液への浸漬処理でのデスケールが困難になる。このため、溶融アルカリ塩への浸漬処理後の冷却速度の下限を１０℃／秒以上とすることが好ましい。更に、生産性や板形状を考慮すると冷却速度は、２０～４０℃／秒が望ましい。
　なお、溶融アルカリ塩処理後の冷却方法については規定するものではなく、ガス冷却および水冷却のいずれを採用しても構わない。
　以上説明した製法により、本実施形態の低比重フェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
　以下に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要件を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　なお、表中の下線は本実施形態の範囲から外れているものを示す。
　表１～３に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して４ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを酸洗し、１．２ｍｍ厚まで冷間圧延した。再結晶組織となる９００～１０００℃で冷延板の焼鈍を行い、次いで、酸洗を施して製品板とした。
　なお、表４～６の試料の製造条件に関して、酸洗条件は、本実施形態の範囲内で実施し、冷延板の焼鈍後、９００℃から６００℃までの冷却速度は１００℃／ｓｅｃとした。
　得られた製品板に対して、比重の測定、加工性の評価、耐食性の評価、耐酸化の評価、高温強度の測定を行った。
　比重の測定については、電子天秤により天秤法で算出した。
　加工性の評価については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して破断伸びを求めた。「常温の破断伸び」が２５％以上の試料を「○（良好）」と評価し、「常温の破断伸び」が２５％未満の試料を「×（不良）」と評価した。
　高温強度については、圧延方向と平行な方向にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳＧ０５６７に準拠して高温引張試験を実施して０．２％耐力を求めた。「８５０℃の０．２％耐力」が２０ＭＰａ超の試料を「○（良好）」と評価し、「８５０℃の０．２％耐力」が２０ＭＰａ以下の試料を「×（不良）」と評価した。
　耐酸化性の試験として、大気中８５０℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化やスケール剥離の発生有無を評価した（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）。異常酸化やスケール剥離の発生が無い試料を「○（良好）」と評価し、異常酸化やスケール剥離が発生した試料を「×（不良）」と評価した。
　耐食性の評価については、サンプルを４００℃で８時間以下の加熱処理し、次いでＪＡＳＯ－ＣＣＴ試験を３０サイクル行った。錆落とし処理を施した後、顕微鏡を用いた焦点深度法で最大孔食深さを測定した。最大孔食深さが２００μｍ未満の試料を「○（良好）」と評価し、最大孔食深さが２００μｍ以上の試料を「×（不良）」と評価した。
　なお、鋼板表面のＳｉ、Ａｌの濃度分析については、先述したＥＳＣＡを用いて測定した。
　また、ＡｌＮ析出量についても、先述した方法と同様に、抽出残渣分析によってＡｌＮとして析出するＮ量をＡｌＮ析出量として測定した。
　表４～６から明らかなように、本実施形態で規定する成分組成を有する鋼板は、比較例の鋼板に比べて低比重であり、耐酸化性、耐熱性（高温強度）、耐食性および加工性に優れていることがわかる。
　本実施形態の範囲内の鋼（鋼Ｎｏ．Ａ１～Ａ６）に対して、種々の製造条件で鋼板を製造した。そして、鋼板表層内のＡｉ濃度およびＳｉ濃度の解析、耐酸化性、高温強度、加工性および耐食性の評価を上記の方法で行った。表７，８は、これら試料の製造条件および評価結果を示す。
　表７，８から明らかなように、本実施形態で規定する製造条件で製造した鋼板は、比較例に比べて耐酸化性、加工性、耐熱性、耐食性ならびに高温強度に優れている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　以上の説明から明らかなように、本実施形態によれば比較的低Ｃｒの成分で耐食性や耐酸化性に優れるとともに加工性にも優れた低比重なフェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能である。これにより、特に高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの軽量化に寄与し、社会的寄与は格段に大きい。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０１～４．００％、
    Ｍｎ：０．０１～３．００％、
    Ｐ：０．０１０～０．０４０％、
    Ｓ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｃｒ：１０．０～１５．０％、
    Ｎ：０．００１～０．０２０％、
    Ａｌ：０．５０～１０．０％
    を含有し、さらに、
    Ｔｉ：０．０５～０．４０％、および
    Ｎｂ：０．０５～０．４０％のいずれか一方又は両方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｃｒ／（Ｓｉ＋Ａｌ）が１０．０以下、比重が７．６ｇ／ｃｍ３以下であることを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　ＡｌＮの析出量が、質量％で０．０１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　鋼板表面から５ｎｍ深さまでの領域における、Ａｌ濃度の最大値とＳｉ濃度の最大値の和が１５ａｔ％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　更に、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～３．００％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｏ：０．０１～３．００％、
    Ｖ：０．０１～０．５０％、
    Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｗ：０．１～３．０％、
    Ｚｒ：０．０１～０．１０％、
    Ｔａ：０．０１～０．１０％、
    Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
    Ｓｎ：０．００５～０．５０％、
    Ｃｏ：０．０３～０．３０％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．０１０％、
    Ｓｂ：０．００５～０．５０％、
    ＲＥＭ：０．００２～０．２０％、
    Ｇａ：０．０００２～０．３０％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　請求項１～４の何れか一項に記載の低比重フェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
    　冷延板の焼鈍工程と、前記冷延板の焼鈍工程後の酸洗工程を有し、
    　前記冷延板の焼鈍工程において、焼鈍温度を９００℃以上とし、９００℃から６００℃までの冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、
    　前記酸洗工程において、まず４４０℃以下の溶融アルカリ塩に前記冷延板を５秒～３０秒浸漬し、その後、５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で常温まで冷却し、次いで、弗酸の含有量が１０～３０ｇ／ｌ、硝酸の含有量が２０～６０ｇ／ｌ、温度が３０～６０℃の硝弗酸溶液に前記冷延板を１０秒～６０秒浸漬することを特徴とする低比重フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
PCT/JP2018/012311 2017-03-30 2018-03-27 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 WO2018181257A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880020592.XA CN110462084A (zh) 2017-03-30 2018-03-27 低比重铁素体系不锈钢板及其制造方法
CA3057967A CA3057967C (en) 2017-03-30 2018-03-27 Ferrite-based stainless steel sheet having low specific gravity and production method therefor
MX2019011366A MX2019011366A (es) 2017-03-30 2018-03-27 Lamina de acero inoxidable a base de ferrita que tiene baja gravedad especifica y metodo de produccion para la misma.
KR1020197027403A KR102301968B1 (ko) 2017-03-30 2018-03-27 저비중 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
EP18776128.3A EP3604596A4 (en) 2017-03-30 2018-03-27 FERRITE-BASED STAINLESS STEEL SHEET WITH LOW SPECIFIC WEIGHT AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
US16/498,220 US11242578B2 (en) 2017-03-30 2018-03-27 Ferrite-based stainless steel sheet having low specific gravity and production method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-069142 2017-03-30
JP2017069142A JP6858056B2 (ja) 2017-03-30 2017-03-30 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018181257A1 true WO2018181257A1 (ja) 2018-10-04

Family

ID=63675868

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/012311 WO2018181257A1 (ja) 2017-03-30 2018-03-27 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11242578B2 (ja)
EP (1) EP3604596A4 (ja)
JP (1) JP6858056B2 (ja)
KR (1) KR102301968B1 (ja)
CN (1) CN110462084A (ja)
CA (1) CA3057967C (ja)
MX (1) MX2019011366A (ja)
WO (1) WO2018181257A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020164941A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI801538B (zh) * 2018-03-27 2023-05-11 日商日鐵不銹鋼股份有限公司 肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法、肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法、以及燃料電池用構件
JP7341016B2 (ja) 2019-09-30 2023-09-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス冷延鋼板
CN111057821B (zh) * 2019-12-27 2021-06-29 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无取向电工钢及其制备方法、应用

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3474829B2 (ja) 2000-05-02 2003-12-08 新日本製鐵株式会社 溶接性と加工性に優れた触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼
JP4235077B2 (ja) 2003-06-05 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度低比重鋼板とその製造方法
JP2010222638A (ja) * 2009-03-24 2010-10-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 燃料電池用Ａｌ含有耐熱フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2010236012A (ja) * 2009-03-31 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高温導電部材
JP5094888B2 (ja) 2003-06-18 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
JP5297630B2 (ja) 2007-02-26 2013-09-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
WO2015174078A1 (ja) * 2014-05-14 2015-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2016211076A (ja) * 2016-07-15 2016-12-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2017069142A (ja) 2015-10-02 2017-04-06 キヤノン株式会社 二次電池パック構造
JP2017172027A (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3958280B2 (ja) * 2003-02-28 2007-08-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 重量検知センサー基板用高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並びに重量検知センサー
JP4236503B2 (ja) * 2003-04-04 2009-03-11 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性、耐酸化性に優れたＡｌ含有耐熱フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP4299774B2 (ja) * 2004-12-22 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法
JP5546911B2 (ja) * 2009-03-24 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP5546922B2 (ja) * 2010-03-26 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US9399809B2 (en) 2011-02-08 2016-07-26 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot rolled ferritic stainless steel sheet, method for producing same, and method for producing ferritic stainless steel sheet
JP5659061B2 (ja) 2011-03-29 2015-01-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN104975237B (zh) * 2011-06-16 2017-06-23 新日铁住金不锈钢株式会社 抗皱性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
KR101673217B1 (ko) * 2012-09-25 2016-11-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
JP5700181B1 (ja) * 2013-07-30 2015-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス箔
CN105980613B (zh) * 2014-03-26 2018-06-22 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢及其制造方法
JP5908936B2 (ja) 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
WO2016017692A1 (ja) * 2014-07-29 2016-02-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 燃料電池用フェライト系ステンレス鋼材およびその製造方法
JP6504973B6 (ja) 2015-08-28 2019-05-29 日鉄ステンレス株式会社 耐硫化腐食性に優れたＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3474829B2 (ja) 2000-05-02 2003-12-08 新日本製鐵株式会社 溶接性と加工性に優れた触媒担持用耐熱フェライト系ステンレス鋼
JP4235077B2 (ja) 2003-06-05 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度低比重鋼板とその製造方法
JP5094888B2 (ja) 2003-06-18 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
JP5297630B2 (ja) 2007-02-26 2013-09-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2010222638A (ja) * 2009-03-24 2010-10-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 燃料電池用Ａｌ含有耐熱フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2010236012A (ja) * 2009-03-31 2010-10-21 Nisshin Steel Co Ltd 高温導電部材
WO2015174078A1 (ja) * 2014-05-14 2015-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2017069142A (ja) 2015-10-02 2017-04-06 キヤノン株式会社 二次電池パック構造
JP2017172027A (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2016211076A (ja) * 2016-07-15 2016-12-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3604596A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020164941A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190121799A (ko) 2019-10-28
EP3604596A4 (en) 2020-07-29
US11242578B2 (en) 2022-02-08
KR102301968B1 (ko) 2021-09-14
EP3604596A1 (en) 2020-02-05
CA3057967A1 (en) 2018-10-04
CA3057967C (en) 2021-12-14
JP2018168457A (ja) 2018-11-01
MX2019011366A (es) 2019-11-18
JP6858056B2 (ja) 2021-04-14
US20200024682A1 (en) 2020-01-23
CN110462084A (zh) 2019-11-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI465587B (zh) 耐氧化性優異之肥粒鐵系不鏽鋼
JP4702493B1 (ja) 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP6552385B2 (ja) 耐熱性と加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法、および当該ステンレス鋼製排気部品
JP5546911B2 (ja) 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP7238161B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP5025671B2 (ja) 高温強度に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5396752B2 (ja) 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
WO2018181257A1 (ja) 低比重フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6166540B2 (ja) 高温プレス成形に適する自動車排気系部材用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼成形部品の製造方法
JP6796708B2 (ja) 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、排気部品
JP7009278B2 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および排気部品とその製造方法
WO2015118855A1 (ja) 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
JP6746035B1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板
JP7166082B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6866241B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに排気部品
JP2000336462A (ja) 高温強度に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼
JP7278079B2 (ja) ステンレス冷延鋼板、ステンレス熱延鋼板及びステンレス熱延鋼板の製造方法
JP2019059995A (ja) 耐熱性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JPWO2019151124A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP2022151085A (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP2007277698A (ja) 高温強度および靱性に優れたＣｒ含有鋼管の製造方法、およびＣｒ含有鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18776128

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197027403

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3057967

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018776128

Country of ref document: EP

Effective date: 20191030