WO2020194484A1 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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修司 西田
正崇 吉野
法剛 高
広史 山口
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention is used in an environment where hydrogen penetrates into the steel, has excellent corrosion resistance, and has excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • Nb is often used as a stabilizing element.
  • Nb is an expensive additive element and further reduces the formability of steel
  • a part of the contained Nb may be replaced with Ti.
  • Such a ferritic stainless steel containing Nb and Ti in a complex manner suppresses the sensitization phenomenon due to welding, but when hydrogen penetrates into the steel, the steel sheet becomes It has been found that hydrogen embrittlement such as embrittlement may occur. Examples of hydrogen intrusion into steel sheets include heat treatment in a hydrogen atmosphere, pickling, passivation to improve corrosion resistance, and corrosion. There is.
  • Patent Document 1 discloses a heat treatment method for removing hydrogen present in the austenitic stainless steel by heat-treating the austenitic stainless steel having an austenitic phase whose crystal structure is a face-centered cubic lattice structure. ing.
  • Patent Document 2 in mass%, C: 0.2% or less, Si: 0.3 to 1.5%, Mn: 7.0 to 11.0%, P: 0.06% or less, S: 0.008% or less, Ni: 5.0 to 10.0%, Cr: 14.0 to 20.0%, Cu: 1.0 to 5.0%, N: 0.01 to 0.4%, O: Contains 0.015% or less, the balance consists of Fe and unavoidable impurities, the average size of Cr-based carbonitride is 100 nm or less, and the amount of Cr-based carbonitride is 0.001 in mass%.
  • Patent Document 2 it is essential to contain a large amount of expensive elements Ni and Cu, and further, a large amount of Mn, which greatly increases the manufacturing cost in order to be contained in steel, is contained. There is a problem that it is indispensable to do so, and it has been desired to reduce the contents of Ni, Cu and Mn.
  • the present invention has been developed in view of the above problems, does not require dehydrogenation treatment at the time of production, does not contain a large amount of Ni, Cu, and Mn, has excellent corrosion resistance, and is resistant to corrosion.
  • An object of the present invention is to provide an Nb—Ti-containing ferritic stainless steel sheet having excellent hydrogen embrittlement characteristics and a method for producing the same.
  • excellent in hydrogen embrittlement resistance means that the amount of decrease in the breaking elongation of the steel sheet when hydrogen is introduced into the steel at a concentration of 0.30 to 0.60 mass ppm is the same as that of the steel sheet. It means that the hydrogen concentration in the steel sheet having a component composition and manufactured under the same manufacturing conditions is 5% or less with respect to the elongation at break when the hydrogen concentration in the steel is 0.02 mass ppm or less. That is, when hydrogen is allowed to enter the steel at a concentration of 0.30 to 0.60 mass ppm, the breaking elongation A (%) of the steel sheet and the hydrogen concentration in the steel are 0.02 mass ppm or less. It means that the breaking elongation B (%) of the steel sheet in a certain case satisfies the following equation (1). Breaking elongation B (%) -Breaking elongation A (%) ⁇ 5 (%) ... Equation (1)
  • test piece A1 In the test for evaluating the hydrogen embrittlement resistance, first, four JIS No. 5 test pieces conforming to JIS Z 2241 are prepared from the steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction.
  • the first test piece (test piece A1) was subjected to cathode electrolysis treatment of 10 to 100 C / dm 2 in a 1 N sulfuric acid aqueous solution to which 0.01 M thiourea was added, and 0.30 to 0.60. Infiltrate mass ppm of hydrogen.
  • the second test piece (test piece A2) is subjected to the same cathode electrolysis treatment, and then immediately cut into 10 mm ⁇ 30 mm and placed in liquid nitrogen.
  • test piece B2 the fourth test piece (test piece B2) was subjected to the same heat treatment, then immediately cut into 10 mm ⁇ 30 mm, placed in liquid nitrogen and stored. After ultrasonically washing in ethanol for 5 minutes and returning the temperature to room temperature, the concentration of hydrogen contained in the test piece was measured by the above-mentioned temperature desorption method, and the hydrogen concentration in steel was 0. 02 Confirm that the mass is ppm or less.
  • the test piece B1 from which hydrogen has been released is immediately placed in liquid nitrogen and stored after being heat-treated.
  • test pieces (A1 and B1) were taken out from liquid nitrogen, ultrasonically cleaned in ethanol for 5 minutes, returned to room temperature, and then tensioned in accordance with JIS Z 2241. Perform a test and evaluate the elongation at break. However, the tensile speed shall be 25 mm / min after setting the distance between the gauge points to 50 mm. Then, the amount of decrease in the breaking elongation is calculated by subtracting the breaking elongation A (%) of the test piece A from the breaking elongation B (%) of the test piece B.
  • the present inventors have excellent corrosion resistance and hydrogen embrittlement without requiring dehydrogenation treatment at the time of production and further without containing a large amount of Ni, Cu, and Mn.
  • An Nb-Ti-containing ferritic stainless steel sheet having excellent chemical properties was examined. As a result, the following findings were obtained.
  • the number of precipitates having a cross-sectional area of 5.0 ⁇ m 2 or more shall be 300 or less in 1 mm 2 compartments, and the average cross-sectional area of the precipitates having a cross-sectional area of 5.0 ⁇ m 2 or more shall be 20.0 ⁇ m 2 or less. Thereby, the corrosion resistance and the hydrogen brittle resistance can be improved.
  • the mechanism is considered as follows.
  • a coarse precipitate (NbC) further precipitated around TiN precipitated at the time of casting with an oxide-based inclusion (Al-based oxide) containing Al as a core.
  • Al-based oxide oxide-based inclusion
  • composite precipitates When the steel sheet is processed, strain is locally concentrated around this coarse composite precipitate. This local strain remains in the steel after machining.
  • hydrogen is contained in the steel sheet during processing or hydrogen invades the steel sheet after processing, hydrogen concentrates in this local strained portion and the local hydrogen concentration increases, resulting in brittleness of the steel sheet. It becomes cracked. Such hydrogen embrittlement can be suppressed by reducing the starting point of cracking.
  • the origin of the crack is the above-mentioned coarse composite precipitate. Therefore, it is important to reduce the size of these coarse composite precipitates and the number of these relatively coarse composite precipitates.
  • the size and number of the above-mentioned coarse composite precipitates appropriately regulate the upper limits of the C content, N content, Ti content and Nb content in the steel, and the appropriate amounts of Al and O in the steel. It can be reduced by containing (oxygen).
  • containing (oxygen) During solidification of steel containing Al and O, crystallization of Al-based oxide occurs in the steel.
  • the amounts of Al and O contained in the steel are in an appropriate range, the Al-based oxide crystallizes in the steel in a finely dispersed form.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist structure thereof is as follows.
  • C 0.001 to 0.020%
  • Si 0.10 to 0.60%
  • Mn 0.10 to 0.60%
  • P 0.040% or less
  • S 0.030% or less
  • Al 0.030-0.060%
  • Cr 16.5 to 19.0%
  • Ti 0.15 to 0.35%
  • Nb 0.30 to 0.60%
  • Ni 0.01-0.60%
  • the number of precipitates having a cross section of 5.0 ⁇ m 2 or more is 300 or less in 1 mm 2 compartments, and A ferritic stainless steel sheet having an average cross section of 20.0 ⁇ m 2 or less of a precipitate having a cross section of 5.0 ⁇ m 2 or more.
  • the component composition further, in mass%, Cu: 0.01 to 0.80%, Co: 0.01-0.50%, Mo: 0.01-1.00%, W: 0.01-0.50%, The ferrite-based stainless steel sheet according to the above [1], which contains one or more selected from V: 0.01 to 0.50% and Zr: 0.01 to 0.50%.
  • a step of annealing the hot-rolled plate by holding the hot-rolled plate at 940 ° C. or higher and 980 ° C. or lower for 5 to 180 seconds to obtain a hot-rolled annealed plate.
  • the process of cold-rolling the hot-rolled annealed plate to obtain a cold-rolled plate and A step of performing cold rolling plate annealing in which the cold rolled plate is held at 1000 ° C. or higher and 1060 ° C. or lower for 5 to 180 seconds.
  • a method for manufacturing a ferritic stainless steel sheet including.
  • Nb- has excellent corrosion resistance and excellent hydrogen embrittlement resistance without requiring dehydrogenation treatment during production and without containing a large amount of Ni, Cu, and Mn.
  • a Ti-containing ferritic stainless steel sheet and a method for producing the same can be provided.
  • The% indicating the component of the steel sheet means mass% unless otherwise specified.
  • C is an element effective for increasing the strength of steel. This effect can be obtained by setting the C content to 0.001% or more. However, when the C content exceeds 0.020%, the steel becomes hard and the moldability is lowered, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content is set to 0.001 to 0.020%.
  • the C content is 0.004% or more. More preferably, the C content is 0.007% or more. Further, preferably, the C content is 0.015% or less. More preferably, the C content is 0.012% or less.
  • Si 0.10 to 0.60%
  • Si is a useful element as an antacid. This effect can be obtained by setting the Si content to 0.10% or more. However, when the Si content exceeds 0.60%, the steel becomes hard and the formability deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.10 to 0.60%.
  • the Si content is 0.15% or more. Further, preferably, the Si content is 0.25% or less.
  • P 0.040% or less
  • P is an element that reduces corrosion resistance. Further, P is segregated at the grain boundaries to reduce hot workability. Therefore, the P content is preferably as low as possible, and is 0.040% or less. Preferably, the P content is 0.030% or less.
  • Al 0.030-0.060%
  • Al acts as a precipitation nucleus of TiN during solidification of the steel, reduces the size of TiN, and improves the hydrogen embrittlement resistance of the steel. This effect is obtained when the Al content is 0.030% or more.
  • the Al content exceeds 0.060%, the size of Al-based oxide inclusions crystallized during solidification increases, making it difficult for TiN to become precipitated nuclei, and coarse TiN is formed in the steel. Therefore, the hydrogen embrittlement resistance of steel is reduced. Therefore, the Al content is set to 0.030 to 0.060%.
  • the Al content is 0.040% or more.
  • the Al content is 0.050% or less.
  • the joint photography is a method of obtaining an image of a region wider than one field of view by photographing a plurality of adjacent fields of view so that some of them overlap each other and joining the obtained plurality of images. Point to.
  • the region of the matrix excluding the precipitate is imaged brightly, and the deposited portion is imaged dark. Therefore, on the obtained image, the region of the matrix excluding the precipitate has a high density (white), and the precipitate portion has a low density (black).
  • the average value (A) of the densities of all the pixels included in the entire image that is, the measurement area
  • S standard deviation
  • a pixel also called a pixel
  • the value (A-3 ⁇ S) obtained by subtracting the measured standard deviation by 3 from the measured average value is used as the threshold value for binarizing the image.
  • the density of the obtained pixel having the density below the threshold value is converted to "0", and the density of the pixel having the density exceeding the obtained threshold value is converted to "1" to complete the binarization of the image.
  • a pixel having a density of "0” is regarded as one pixel constituting the precipitate portion.
  • the region formed by these adjacent pixels is regarded as one precipitate portion. From each of the obtained binarized images, the number of pixels constituting each precipitate portion is measured, and the number of pixels of each precipitate portion obtained is multiplied by the area represented by one pixel to obtain each precipitate.
  • the cross-sectional area is measured, and the number of precipitates having a cross-sectional area of 5.0 ⁇ m 2 or more in each 1 mm 2 section is determined.
  • the number of precipitates in all 10 sections obtained is averaged, and the number of coarse precipitates having a cross-sectional area of 5.0 ⁇ m 2 or more in 2 sections with a cross section of 1 mm is used.
  • Average cross section of precipitates having a cross section of 5.0 ⁇ m 2 or more: 20.0 ⁇ m 2 or less In order to improve the hydrogen embrittlement resistance of steel sheets, it can be said that they are coarse precipitates of 5.0 ⁇ m 2 or more. It is necessary that the average cross section of the precipitate having a cross section is 20.0 ⁇ m 2 or less. When the average cross-sectional area exceeds 20.0 ⁇ m 2 , coarse precipitation occurs when the steel is strained with hydrogen invading the steel or when hydrogen invades the steel with the strain introduced. Hydrogen is concentrated in the local strain field around the object, and this concentrated portion becomes the starting point of cracking, so that the desired hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.
  • the average cross-sectional area of the precipitate with 5.0 .mu.m 2 or more cross-sectional area is preferably 15.0 .mu.m 2 or less.
  • the hot-rolled plate thus produced is held in an air atmosphere for 5 to 180 seconds in a temperature range of 940 to 980 ° C. to obtain a hot-spread annealed plate.
  • the scale is then removed by pickling.
  • cold rolling is performed and held in a temperature range of 1000 to 1060 ° C. for 5 to 180 seconds to obtain a cold-rolled annealed sheet.
  • pickling or surface grinding is performed to remove the scale. Skin pass rolling may be performed on the cold rolled sheet from which the scale has been removed.
  • the solid solution / precipitation behavior of the precipitate in the above-mentioned suitable production method will be described below.
  • an advanced refining method represented by the VOD method the contents of Si and Al, which are elements that contribute to deoxidation, are relatively low, and then steel with a component whose O content is appropriately controlled is cast. Then, oxide-based inclusions containing Al are dispersed and crystallized in the steel. With the progress of casting, a steel slab in which TiN is dispersed and precipitated with these inclusions as nuclei and NbC is precipitated can be obtained around the TiN.
  • solid solution of TiN and NbC into the steel occurs, and as the size of TiN decreases, most of NbC disappears.
  • the hot-rolled plate obtained after hot rolling most of Ti, N, Nb, and C solid-solved in the steel at the slab heating stage are present in the steel as they are solid-solved.
  • the steel sheet is softened to the extent that the rolling load is not excessive in the cold rolling in the next step while suppressing the growth of TiN.
  • NbC is deposited around TiN.
  • the cold rolled sheet is annealed at a temperature of 1000 ° C. or higher and 1060 ° C. or higher, so that most of the above NbC is solid-solved in the steel.
  • the process described above reduces the size and number of relatively coarse precipitates in the steel.
  • the cold-rolled plate annealing time is less than 5 seconds, a large amount of NbC precipitated around some coarse TiNs in the hot-rolled plate annealing step does not sufficiently dissolve in the steel, and the average of the coarse precipitates is average. The cross-sectional area increases.
  • the cold rolled sheet annealing time exceeds 180 seconds, the growth of TiN is promoted and the number of coarse precipitates increases excessively. Therefore, in the present invention, it is preferable to perform cold-rolled plate annealing in which the cold-rolled plate is held at 1000 ° C. or higher and 1060 ° C. or lower for 5 to 180 seconds. More preferably, the annealing temperature range of the cold rolled plate is 1030 ° C. or higher and 1060 ° C. or lower.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 10 seconds or more.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 60 seconds or less.
  • one cycle is salt spray (5 mass% NaCl aqueous solution, 35 ° C.) 2h ⁇ dry (60 ° C., relative humidity 40%) 4h ⁇ wet (50 ° C., relative humidity 95% or more) 2h, and 15 cycles of corrosion test Was carried out.
  • the rust area ratio was measured by image analysis in a region of 30 mm ⁇ 30 mm at the center of the test piece from the photograph of the test piece. Those having a rust area ratio of 30% or less were evaluated as " ⁇ (pass: particularly excellent)", and those having a rust area ratio of more than 30% were evaluated as " ⁇ (fail)".
  • the obtained photographed image is subjected to image processing using image analysis software (Mitani Shoji Co., Ltd., WinROOF2015) to make it monochrome and apply a high-pass filter to obtain a monochrome image from which the background has been removed.
  • image analysis software Mitsubishi Shoji Co., Ltd., WinROOF2015
  • the image was binarized to extract.
  • frequency components having a wavelength of 70 ⁇ m or more were removed. Further, the binarization of the image was carried out by applying the following method to each image of each 1 mm 2 section.
  • the average value (A) of the densities of all the pixels included in the entire image, that is, the measurement area, and the standard deviation (S) of the densities of all the pixels. was measured.
  • a pixel also called a pixel
  • the value (A-3 ⁇ S) obtained by subtracting the measured standard deviation by 3 from the measured average value was used as the threshold value for binarizing the image.
  • the density of the obtained pixel having the density below the threshold value was converted to "0", and the density of the pixel having the density exceeding the obtained threshold value was converted to "1" to complete the binarization of the image.
  • the pixel having a density of "0" was regarded as one pixel constituting the precipitate portion.
  • the region formed by these adjacent pixels is regarded as one precipitate portion. From each of the obtained binarized images, the number of pixels constituting each precipitate portion is measured, and the number of pixels of each precipitate portion obtained is multiplied by the area represented by one pixel to obtain each precipitate.
  • test piece A1 The first test piece (test piece A1) was subjected to cathode electrolysis treatment of 10 to 100 C / dm 2 in a 1 N sulfuric acid aqueous solution to which 0.01 M thiourea was added, and 0.30 to 0.60. Mass ppm of hydrogen was introduced. However, if the amount of invading hydrogen is the desired amount, the second test piece (test piece A2) is subjected to the same cathode electrolysis treatment, and then immediately cut into 10 mm ⁇ 30 mm and placed in liquid nitrogen.
  • test piece B1 was heat-treated at a temperature of 300 ° C. for 1 hour in an air atmosphere to release hydrogen from the test piece.
  • test piece B2 the fourth test piece (test piece B2) was subjected to the same heat treatment, then immediately cut into 10 mm ⁇ 30 mm, placed in liquid nitrogen and stored. After ultrasonically washing in ethanol for 5 minutes and returning the temperature to room temperature, the concentration of hydrogen contained in the test piece was measured by the above-mentioned temperature desorption method, and the hydrogen concentration in steel was 0. It was confirmed that it was 02 mass ppm or less.
  • the test piece B1 from which hydrogen was released was immediately placed in liquid nitrogen and stored after being heat-treated.
  • both of the above-mentioned test pieces (A1 and B1) were taken out from liquid nitrogen, ultrasonically cleaned in ethanol for 5 minutes, returned to room temperature, and then subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241. Was performed, and the elongation at break was evaluated. However, the tensile speed was set to 25 mm / min after setting the distance between the gauge points to 50 mm. Then, the amount of decrease in the breaking elongation was calculated by reducing the breaking elongation (%) of the test piece A from the breaking elongation (%) of the test piece B. Those having a reduction in breaking elongation of 5% or less were evaluated as " ⁇ (pass)", and those having a decrease of more than 5% were evaluated as " ⁇ (fail)".
  • the steels of the present invention (Test Nos. 1-1 to 1-9) have an evaluation of corrosion resistance of " ⁇ ", an average number of coarse precipitates of 300 or less, and an average breakage of coarse precipitates. It was found that the area was 20.0 ⁇ m 2 or less, the evaluation of the hydrogen embrittlement resistance was “ ⁇ ”, the corrosion resistance was excellent, and the hydrogen embrittlement resistance was excellent. Test No. In the comparative example of 1-10, the annealing temperature of the hot-rolled plate was higher than the range of the present invention, and the number of coarse precipitates was larger than the range of the present invention, so that the hydrogen embrittlement resistance was inferior. Test No.
  • the hot-rolled annealed plate was pickled with a sulfuric acid solution followed by a mixed solution of hydrofluoric acid and nitric acid to be used as a material for cold rolling, and then cold-rolled to a plate thickness of 1.0 mm to obtain a cold-rolled plate.
  • the obtained cold-rolled plate was held at 1040 ° C. for 45 seconds, then air-cooled, and then surface grinding was performed to remove the surface scale to obtain a cold-rolled annealed plate.
  • the obtained cold-rolled annealed plate was subjected to the above-mentioned evaluation.
  • the steels of the present invention (Test Nos. 2-1 to 2-17) have an evaluation of corrosion resistance of " ⁇ ", the number of coarse precipitates is 300 or less, and the average cross section of the coarse precipitates is 20. It was found that the content was 0.0 ⁇ m 2 or less, the evaluation of the hydrogen embrittlement resistance was “ ⁇ ”, the corrosion resistance was excellent, and the hydrogen embrittlement resistance was excellent.
  • muffler cutters since it is excellent in corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance, muffler cutters, rockers, parts for home appliances, pipes for automobile exhaust, building materials, drainage ditch lids, marine transportation containers, kitchen equipment Suitable for processed members exposed to hydrogen intrusion environment such as building exterior materials, railway vehicles, outer panels of electric device housings, water pipes, water tanks, and the like.

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Abstract

製造時に脱水素処理を必要とせずに、更にはＮｉ、Ｃｕ、Ｍｎを多量に含有させずに、耐食性および耐水素脆化特性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供すること。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０３０～０．０６０％、Ｃｒ：１６．５～１９．０％、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｎｂ：０．３０～０．６０％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｏ（酸素）：０．００２５～０．００５０％、およびＮ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物が１ｍｍ２区画内において３００個以下であり、かつ、５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積が２０．０μｍ２以下であるようにする。

Description

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、鋼中に水素が侵入する環境にて用いるものであって、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れる。
　ステンレス鋼は、鋼中にＣｒを含有することで、鋼表面に緻密かつ化学的に安定な不動態皮膜が形成され、耐食性に優れる。ステンレス鋼の中でも、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して高価な元素を多く含まないために比較的安価であることや、熱膨張係数が小さいこと、磁性を有することなどの特徴から、調理器具を始めとした様々な用途へ適用されている。
　一方、汎用のフェライト系ステンレス鋼は、溶接を行うと、溶接部において耐食性が顕著に劣化する。溶接部における耐食性の顕著な劣化は、溶接後の冷却時に、溶接部においてＣやＮがＣｒとＣｒ炭窒化物を形成し、形成したＣｒ炭窒化物の周辺においてＣｒが局所的に欠乏する、いわゆる鋭敏化現象に起因する。
　そこで、溶接を伴う用途では、フェライト系ステンレス鋼の中でも、特に、ＣやＮを低減し、かつ、ＴｉやＮｂに代表される安定化元素を適量含有するフェライト系ステンレス鋼が用いられる。これは、溶接後の溶接部において、Ｃｒに優先してＴｉやＮｂが炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を防ぎ、鋭敏化現象を抑制するためである。
　特に、ＣやＮとの親和性の高さの観点からは、安定化元素としてＮｂが多用される。しかしながら、Ｎｂは高価な添加元素であり、さらに鋼の成形性を低下させることから、含有するＮｂのうちの一部をＴｉで代替させることがある。このようなＮｂとＴｉとを複合的に含有するフェライト系ステンレス鋼（Ｎｂ－Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼）は、溶接による鋭敏化現象を抑制するが、鋼中に水素が侵入した場合に鋼板が脆化するといった水素脆化が発生する場合があることが判明した。鋼板へ水素が侵入する事例には、水素雰囲気中で熱処理を行った場合や、酸洗いを行った場合、耐食性を向上させるための不動態化処理を行った場合、また腐食が発生した場合などがある。
水素脆化が起こると、鋼板の加工過程に割れが発生しやすくなることの他に、既に加工を施されて加工部材となった鋼板についても、残留応力が生じている部分に割れが発生することがあり、これらの事象が問題となっていた。
　そのため、水素侵入環境において鋼板に水素が侵入した場合にも、その脆化を抑制可能な、すなわち耐水素脆化特性に優れるＮｂ－Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼が求められていた。そこで、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れるＮｂ－Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の開発を目指した。
　ステンレス鋼の水素脆化への対処技術についての発明は、例えば、特許文献１および２に開示されている。
　特許文献１には、結晶構造が面心立方格子構造であるオーステナイト相を有するオーステナイト系ステンレス鋼を加熱処理して、前記オーステナイト系ステンレス鋼内に存在する水素を除去するための熱処理方法が開示されている。
　特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．３～１．５％、Ｍｎ：７．０～１１．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０～１０．０％、Ｃｒ：１４．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～５．０％、Ｎ：０．０１～０．４％、Ｏ：０．０１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｒ系炭窒化物の平均サイズが１００ｎｍ以下であり、かつＣｒ系炭窒化物の量が質量％で０．００１～０．５％であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている
国際公開第２００９／１０７４７５号 国際公開第２０１６／１４３４８６号
　特許文献１に開示された技術は、鋼板やその加工品に対して、２００～１１００℃の熱処理を加えることで、鋼中からの水素放出を促進させる脱水素処理と呼ばれる手法を用いる技術である。しかしながら、このような手法では、脱水素処理を行うための設備や熱処理の実施が必要となり、製造コストの増大を招くという問題がある。そのため、脱水素処理を行わない技術の確立が希求されていた。
　特許文献２に開示された技術では、高価な元素であるＮｉやＣｕを多量に含有することが必須であり、さらに鋼中に含有させるためには製造コストが大幅に増大するＭｎを多量に含有することが必須であるという問題があり、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎの含有量を低減させることが希求されていた。
　本発明は、上記問題点に鑑み開発されたものであって、製造時に脱水素処理を必要とせずに、更にはＮｉ、Ｃｕ、Ｍｎを多量に含有させずに、耐食性に優れ、かつ、耐水素脆化特性に優れるＮｂ－Ｔｉ含有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している。
　ここで、本発明において「耐食性に優れる」とは、次に述べる方法で測定した発銹面積率が３０％以下であることを意味する。
発銹面積率を評価するための腐食試験は、ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１に準拠して実施する。試験片を水洗後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行う。その後、１サイクルを塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ水溶液、３５℃)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度４０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、１５サイクルの腐食試験を実施する。試験後、試験片を撮影した写真から、試験片中心の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、画像解析により発銹面積率を測定する。
　また、「耐水素脆化特性に優れる」とは、鋼中に０．３０～０．６０質量ｐｐｍの濃度で水素を侵入させた場合の鋼板の破断伸びの低下量が、その鋼板と同一の成分組成を有し、同一の製造条件で製造された鋼板の鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下である場合の破断伸びに対して５％以下であることを指す。すなわち、上記の鋼中に０．３０～０．６０質量ｐｐｍの濃度で水素を侵入させた場合の鋼板の破断伸びＡ（％）と、上記の鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下である場合の鋼板の破断伸びＢ（％）とが、以下の式（１）を満たすことを指す。
破断伸びＢ（％）－破断伸びＡ（％）≦５（％）・・・式（１）
　耐水素脆化特性を評価するための試験では、まず、鋼板から圧延方向と垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠したＪＩＳ５号試験片を４つ作製する。
１つ目の試験片（試験片Ａ１）には、０．０１Ｍのチオ尿素を添加した１Ｎの硫酸水溶液中にて１０～１００Ｃ／ｄｍ２のカソード電解処理を行い、０．３０～０．６０質量ｐｐｍの水素を侵入させる。ただし、侵入水素量が所望の量であることは、２つめの試験片（試験片Ａ２）について、同等のカソード電解処理を行い、その後直ちに１０ｍｍ×３０ｍｍへと切断し、液体窒素中に入れて保管した後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、昇温脱離法によって測定した鋼中水素濃度を以て確認する。ここで、昇温脱離法による水素量分析は、室温から２００℃／時間にて３００℃まで昇温する条件で実施する。水素を侵入させた試験片Ａ１は、カソード電解処理を行った後、直ちに液体窒素中に入れて保管する。
３つめの試験片（試験片Ｂ１）は、大気雰囲気中において、３００℃の温度で１時間の熱処理を行い、試験片から水素を放出させる。水素が放出されたことの確認は、４つ目の試験片（試験片Ｂ２）に対して同等の熱処理を行い、その後、直ちに１０ｍｍ×３０ｍｍへと切断し、液体窒素中に入れて保管した後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、上述の昇温脱離法によって試験片に含まれる水素の濃度を測定して、鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下であることを確認して行う。水素を放出させた試験片Ｂ１は、熱処理を行った後、直ちに液体窒素中に入れて保管する。
その後、上述した双方（Ａ１およびＢ１）の試験片について、液体窒素から取り出した後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を行い、破断伸びを評価する。ただし、引張速度は、標点間距離を５０ｍｍとした上で、２５ｍｍ／分の速度とする。そして、試験片Ｂの破断伸びＢ（％）から、試験片Ａの破断伸びＡ（％）を減ずることで、破断伸びの低下量を算出する。
　本発明者らは、上記の課題に対し、製造時に脱水素処理を必要とせずに、更にはＮｉ、Ｃｕ、Ｍｎを多量に含有させずに、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れるＮｂ－Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板を検討した。その結果、以下の知見を得た。
　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．１０～０．６０％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．０３０～０．０６０％、Ｃｒ：１６．５～１９．０％、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｎｂ：０．３０～０．６０％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｏ（酸素）：０．００２５～０．００５０％、およびＮ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とし、５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物を１ｍｍ２区画内において３００個以下とし、かつ、上記５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積を２０．０μｍ２以下とすることによって、耐食性および耐水素脆化特性を向上させることができる。
　その機構は以下のように考えられる。
　Ｎｂ－Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の鋼中には、Ａｌを含む酸化物系介在物（Ａｌ系酸化物）を核として鋳造時に析出したＴｉＮの周囲に、さらにＮｂＣが析出した粗大な析出物（以下これらを複合析出物とも記す。）が存在する。
鋼板を加工すると、この粗大な複合析出物の周辺には局所的に歪みが集中する。この局所的な歪は、加工後にも鋼中に残留する。加工時の鋼板に水素が含まれていたり、加工後の鋼板に水素が侵入したりした場合、この局所的な歪部に水素が集中し、局所的な水素濃度が高まった結果、鋼板が脆化し割れに至る。
このような水素脆化は、割れの起点を少なくすることによって抑制できる。割れの起点は、上記の粗大な複合析出物である。そのため、これら粗大な複合析出物のサイズや、比較的粗大なこれら複合析出物の数を低減させることが重要である。
上記の粗大な複合析出物のサイズや数は、鋼中のＣ含有量、Ｎ含有量、Ｔｉ含有量およびＮｂ含有量の上限を適切に規制するとともに、鋼中に適切な量のＡｌとＯ（酸素）とを含有させることで、低減させることができる。
ＡｌおよびＯを含有する鋼の凝固時には、鋼中において、Ａｌ系酸化物の晶出が起こる。ここで、鋼中に含まれるＡｌおよびＯの量が適切な範囲である場合、上記Ａｌ系酸化物は微小に分散した形態で鋼中に晶出する。
さらに、この場合、鋼の凝固が進むと、分散して晶出したＡｌ系酸化物を中心として、ＴｉＮが分散して析出することとなる。そのため、鋼中にＡｌとＯ（酸素）とを適切な量にて含有しない場合と比較して、ＴｉＮのサイズが減少する。さらに、鋼のＮ含有量およびＴｉ含有量の上限を規制し、さらに、適切な条件で鋼板の製造を行うことで、ＴｉＮのサイズがより小さくなるとともに、比較的粗大なＴｉＮの数が減少する。ＴｉＮ周辺のＮｂＣは、鋼のＣ含有量およびＮｂ含有量の上限を規制し、さらに、適切な条件で鋼板の製造を行うことで、ＴｉＮ周辺における析出を十分に抑制することができる。これにより、前述の粗大な複合析出物のサイズや数が低減され、鋼板の耐水素脆化特性が向上する。
　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００１～０．０２０％、
Ｓｉ：０．１０～０．６０％、
Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０３０～０．０６０％、
Ｃｒ：１６．５～１９．０％、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｏ（酸素）：０．００２５～０．００５０％、および
Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物が１ｍｍ２区画内において３００個以下であり、かつ、
前記５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積が２０．０μｍ２以下であるフェライト系ステンレス鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、および
Ｚｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた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］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｙ：０．０１～０．２０％、
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた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］鋼中に０．３０～０．６０質量ｐｐｍの濃度で水素を侵入させた場合の鋼板の破断伸びＡ（％）と、鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下である場合の鋼板の破断伸びＢ（％）とが、以下の式（１）を満たす前記［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　破断伸びＢ（％）－破断伸びＡ（％）≦５（％）・・・式（１）
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、
前記熱延板を９４０℃以上９８０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を１０００℃以上１０６０℃以下で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行う工程と、
を含む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、製造時に脱水素処理を必要とせずに、更にはＮｉ、Ｃｕ、Ｍｎを多量に含有させずに、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れるＮｂ－Ｔｉ含有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ができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明で成分組成と析出物の存在形態を限定した理由について説明する。なお、鋼板の成分を示す％については、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．００１～０．０２０％
　Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＣ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下するとともに、耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００４％以上である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
　Ｓｉ：０．１０～０．６０％
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ｓｉ含有量を０．１０％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．１０～０．６０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２５％以下である。
　Ｍｎ：０．１０～０．６０％
　Ｍｎには、脱酸作用がある。この効果は、Ｍｎ含有量を０．１０％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えるとＭｎＳの析出および粗大化が促進され、このＭｎＳが食孔の起点となって耐食性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．１０～０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以下である。
　Ｐ：０．０４０％以下
　Ｐは耐食性を低下させる元素である。また、Ｐは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は可能な限り低いほうが望ましく、０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｍｎと析出物としてＭｎＳを形成する。このＭｎＳは食孔の起点や破壊の起点となり、耐食性が低下する。よって、Ｓ含有量は低いほうが望ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。
　Ａｌ：０．０３０～０．０６０％
　Ａｌは、鋼中に酸化物系介在物として晶出することで、鋼の凝固時におけるＴｉＮの析出核として作用し、ＴｉＮのサイズを低減し、鋼の耐水素脆化特性を向上させる。この効果は、Ａｌ含有量が０．０３０％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると凝固時に晶出するＡｌ系酸化物の介在物のサイズが増大し、ＴｉＮの析出核となりにくくなって、鋼中に粗大なＴｉＮが生成することとなり鋼の耐水素脆化特性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０３０～０．０６０％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０４０％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。
　Ｃｒ：１６．５～１９．０％
　Ｃｒは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１６．５％未満では十分な耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１９．０％を超えると、鋼が硬質化し成形性が低下する。よって、Ｃｒ含有量は１６．５～１９．０％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１７．０％以上である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１７．３％以上である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１７．６％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１８．５％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は１８．３％以下である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１８．１％以下である。
　Ｔｉ：０．１５～０．３５％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｔｉ含有量を０．１５％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると、粗大な炭窒化物の形成を促進するとともに、鋼中に固溶して存在するＴｉが増加し、鋼が硬質化して耐水素脆化特性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．３５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２０％以上である。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．３０％以下である。
　Ｎｂ：０．３０～０．６０％
　Ｎｂは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｎｂ含有量を０．３０％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．６０％を超えると、粗大な炭窒化物の形成を促進するとともに、鋼中に固溶して存在するＮｂが増加し、鋼が硬質化して耐水素脆化特性が低下する。よって、Ｎｂ含有量は０．３０～０．６０％とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．３５％以上である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．３８％以上である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．４０％以上である。また、Ｎｂ含有量は０．５５％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．５０％以下である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．４５％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～０．６０％
　Ｎｉは、低ｐＨ環境において、鋼の活性溶解を抑制する元素である。すなわち鋼板表面において生成した食孔の内部において、腐食の進展を抑制する事で、食孔深さの増大を抑制する。この効果は、Ｎｉ含有量が０．０１％以上であることで得られる。しかし、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．０１～０．６０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。
　Ｏ（酸素）：０．００２５～０．００５０％、
　Ｏ（酸素）は、Ａｌとともに鋼中に酸化物系介在物として晶出することで、鋼の凝固時におけるＴｉＮの析出核として作用し、ＴｉＮのサイズを低減し、鋼の耐水素脆化特性を向上させる。この効果は、Ａｌ含有量が上述の範囲内であると共に、Ｏ含有量が０．００２５％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が上述の範囲内であっても、Ｏ含有量が０．００５０％を超えると凝固時に晶出する酸化物系介在物のサイズが増大し、ＴｉＮの析出核となりにくくなって、鋼中に粗大なＴｉＮが生成することとなり鋼の耐水素脆化特性が低下する。従って、Ａｌ含有量を上述の範囲内にすると共に、Ｏ含有量は０．００２５～０．００５０％とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００３０％以上である。また、好ましくは、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。
　Ｎ：０．００１～０．０２０％
　Ｎは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。この効果はＮ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下したりする。よって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００３％以上である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０１２％以下である。
　以上の成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　本発明では上述した成分の他にも、Ｃｕ：０．０１～０．８０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、およびＺｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
また、本発明では、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％およびＳｂ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．０１～０．８０％
　Ｃｕは不働態皮膜を強化し、耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｕを含有するとε－Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１～０．８０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．３０％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４０％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４５％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～０．５０％
　Ｃｏは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１０％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏには、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１～１．００％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
　Ｗ：０．０１～０．５０％
　Ｗは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性の向上させる元素である。一方、過剰にＷを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．１０％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．５０％
　Ｖは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＶを含有すると炭窒化物が過度に析出し、これらが食孔腐食の起点となることで、鋼の耐食性を低下させる。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０２％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．３０％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．５０％
　Ｚｒは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＺｒを含有すると炭窒化物が過度に析出し、これらが食孔腐食の起点となることで、鋼の耐食性を低下させる。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０２％以上である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｚｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
　Ｂには、鋼の強度を向上させる効果がある。一方、過剰にＢを含有すると鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％
　Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．０１００％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
　Ｃａは、溶鋼中で酸化物を形成し脱酸剤として作用する。しかし、過剰にＣａを含有すると鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００７％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２５％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１５％以下である。
　Ｙ：０．０１～０．２０％
　Ｙは、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１～０．２０％とする。好ましくは、Ｙ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｙ含有量は０．１０％以下である。
　ＲＥＭ（希土類金属;Rare Earth Metals）：０．０１～０．１０％
　ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７～７１の元素）は、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１～０．１０％とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下である。
　Ｓｎ：０．０１～０．５０％
　Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。一方、過剰にＳｎを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｎ含有量は０．２０％以下である。
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、圧延時における変形帯生成の促進による加工肌荒れ抑制に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有すると、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｂ含有量は０．２０％以下である。
　なお、上記任意成分として説明したＣｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類金属）、Ｓｎ、Ｓｂの含有量が下限値未満の場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物（粗大析出物）の１ｍｍ２区画内における数：３００個以下
　鋼板の耐水素脆化特性を優れたものとするためには、本発明における粗大析出物として、鋼板断面１ｍｍ２区画内における５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の数が３００個以下であることが必要である。上記析出物の数が３００個を超えると、鋼中に水素が侵入した状態で鋼に歪みが加えられた場合や、歪みが導入された状態の鋼に水素が侵入した場合に、各析出物周辺の局所的な歪み場に水素が濃化し、鋼中に過剰に高い密度で局所的な脆化領域が形成されることとなり鋼板が脆化するため、所望の耐水素脆化特性が得られない。
鋼板断面１ｍｍ２区画内における５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の数は、好ましくは２００個以下である。
　ここで、上記の５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の１ｍｍ２区画内における数は、以下のようにして測定する。
まず、得られたフェライト系ステンレス鋼板のＣ断面（圧延方向に対し垂直方向に切断した鋼板の断面）を鏡面研磨し、光学顕微鏡（例えば、オリンパス製、ＤＳＸ－５１０）にて一般的な光学顕微鏡法である同軸落射照明法を用いてその拡大像を撮影する。撮影は、４０倍の対物レンズを用い、１０００倍の総合倍率にて、各視野の露光時間を変化させること無く１ｍｍ２の区画をつなぎ撮影することで行う。また、この１ｍｍ２を対象とした撮影を無作為の１０か所で実施する。ここで、つなぎ撮影とは、複数の隣接する視野をそれらの一部が互いに重複するように撮影し、得られた複数の画像を繋ぎ合わせることで、１視野よりも広い領域の画像を得る手法を指す。
　なお、上述の撮影手法によれば、析出物を除いた母相の領域は明るく結像され、析出部は暗く結像される。そのため、得られる画像上では、析出物を除いた母相の領域は濃度が高く（白く）、析出物部は濃度が低い（黒い）こととなる。
　得られた撮影画像について、画像解析ソフト（例えば、三谷商事製、ＷｉｎＲＯＯＦ２０１５）を用い、モノクロ化およびハイパスフィルターを適用する画像処理を行って、バックグラウンドが除去されたモノクロ画像を得た後、析出物部を抽出するよう画像を二値化する。
　なお、ハイパスフィルターは波長７０μｍ以上の周波数成分を除去するものとする。
　また、画像の二値化は、各１ｍｍ２区画を撮影した１つ１つの画像に対し、それぞれに以下の方法を適用することによって実施する。
　まず、上述したモノクロ化およびハイパスフィルター適用を行った１つの画像について、画像全体、すなわち計測領域に含まれる全てのピクセルの濃度の平均値（Ａ）および全てのピクセルの濃度の標準偏差（Ｓ）を計測する。ただし、ピクセル（画素とも呼ばれる）とは画像解析ソフトで扱う画像の最小単位であり、各ピクセルは濃度情報を有する。計測した平均値より、計測した標準偏差を３倍した値を減ずることで得られる値（Ａ－３×Ｓ）を、その画像の二値化における閾値とする。得られた閾値以下の濃度を有するピクセルの濃度を「０」、得られた閾値を超える濃度を有するピクセルの濃度を「１」に変換して、その画像の二値化を完了する。
　ここで、濃度が「０」となったピクセルを、析出物部を構成する１つのピクセルとみなす。また、濃度が「０」であるピクセルが複数隣接する場合には、これら隣接するピクセルによって形成される領域を１つの析出物部とみなす。
　得られた各二値化像より、各析出物部を構成するピクセルの数を計測し、得られた各析出物部のピクセル数に１ピクセルが表す面積をそれぞれ乗ずることで、各析出物の断面積を計測し、各１ｍｍ２区画内における断面積５．０μｍ２以上の析出物の数を求める。求めた全１０区画の析出物の数を平均し、鋼板断面１ｍｍ２区画内における、断面積が５．０μｍ２以上である粗大析出物の数とする。
　５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積：２０．０μｍ２以下
　鋼板の耐水素脆化特性を優れたものとするためには、粗大析出物と言える５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積を２０．０μｍ２以下とすることが必要である。上記平均断面積が２０．０μｍ２を超えると、鋼中に水素が侵入した状態で鋼に歪みが加えられた場合や、歪みが導入された状態の鋼に水素が侵入した場合に、粗大析出物周辺の局所的な歪み場に水素が濃化し、この濃化部が割れの起点となるため、所望の耐水素脆化特性が得られない。５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積は、好ましくは１５．０μｍ２以下である。
　ここで、上記の平均断面積は、以下のようにして測定する。
まず、上述した粗大析出物の数の評価にて得られた各二値化像より、前述の画像解析ソフトを用い、各１ｍｍ２区画内における析出物のうち、５．０μｍ２以上の断面積を有する各析出物の断面積を求める。全１０区画の析出物の断面積を平均し、粗大析出物の平均断面積（＝「５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の総断面積」／「５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の数」）を求める。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適な製造方法について説明する。上記した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の公知の方法で溶製した後、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法を用いて鋼中のＯ（酸素）濃度を調整した後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を１１００～１２００℃の温度に３０分間以上２時間以下加熱後、板厚が２．０～５．０ｍｍになるように熱間圧延する。こうして作製した熱延板を、９４０～９８０℃の温度範囲で大気雰囲気にて５～１８０秒保持し、熱延焼鈍板を得る。次いで酸洗を行ってスケールを除去する。次に、冷間圧延を行い、１０００～１０６０℃の温度範囲で５～１８０秒保持し、冷延焼鈍板を得る。冷延板焼鈍後には酸洗あるいは表面研削を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷延板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
　まず、上述した好適な製造方法における析出物の固溶・析出挙動について以下に述べる。
　ＶＯＤ法に代表される高度な精錬法によって、脱酸に寄与する元素であるＳｉおよびＡｌの含有量を比較的低くした上で、Ｏ含有量が適切に制御された成分の鋼を鋳造することで、鋼中にはＡｌを含む酸化物系介在物が分散して晶出する。鋳造の進行に伴い、これら介在物を核とし、ＴｉＮが分散して析出し、さらにＴｉＮの周囲にはＮｂＣが析出した鋼スラブを得ることができる。
　熱間圧延前の鋼スラブの加熱によって、ＴｉＮやＮｂＣの鋼中への固溶が起こり、ＴｉＮのサイズが小さくなると共にＮｂＣの多くは消失する。これにより、熱間圧延後に得られる熱延板においては、スラブ加熱段階で鋼中に固溶したＴｉ、Ｎ、Ｎｂ、Ｃの多くが鋼中に固溶したまま存在することとなる。
　次いで、９４０℃以上９８０℃以下の温度で熱延板焼鈍を行うことで、ＴｉＮの成長を抑制しつつ、次工程の冷間圧延にて圧延負荷が過剰とならない程度に鋼板を軟質化させる。ただし、この焼鈍において、ＴｉＮ周辺にＮｂＣが析出する。冷間圧延の後、１０００℃以上１０６０℃以上の温度で冷延板焼鈍を行うことで、上記のＮｂＣの多くが鋼中に固溶する。
　上述した過程により、鋼中の比較的粗大な析出物のサイズおよび数が低減される。
　熱延板を９４０℃以上９８０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程
　熱延板焼鈍温度が９４０℃未満であると、鋼が十分に軟質化せず、その後の冷間圧延工程にて圧延負荷が過剰となり、鋼板の表面欠陥が生じやすくなる。一方、熱延板焼鈍温度が９８０℃を超えると、ＴｉＮの成長が促進され、粗大析出物の数が過剰に増大する。
また、熱延板焼鈍時間が５秒未満であると、鋼が十分に軟質化せず、その後の冷間圧延工程にて圧延負荷が過剰となり、鋼板の表面欠陥が生じやすくなる。一方、熱延板焼鈍時間が１８０秒を超えると、一部のＴｉＮが他に優先して特に粗大に成長することとなり、粗大析出物の平均断面積が増大する。
よって、本発明においては、熱延板を９４０℃以上９８０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とすることが好ましい。より好ましくは、熱延板の焼鈍温度の範囲は９４０℃以上９６０℃以下である。
また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは６０秒以下である。
　冷延板を１０００℃以上１０６０℃以下で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行う工程
　冷延板焼鈍温度が１０００℃未満であると、熱延板焼鈍工程において一部の粗大なＴｉＮ周辺に多量に析出したＮｂＣが鋼中に十分に固溶せず、粗大析出物の平均断面積が増大する。一方、冷延板焼鈍温度が１０６０℃を超えると、ＴｉＮの成長が促進され、粗大析出物の数が過剰に増大する。
また、冷延板焼鈍時間が５秒未満であると、熱延板焼鈍工程において一部の粗大なＴｉＮ周辺に多量に析出したＮｂＣが鋼中に十分に固溶せず、粗大析出物の平均断面積が増大する。一方、冷延板焼鈍時間が１８０秒を超えると、ＴｉＮの成長が促進され、粗大析出物の数が過剰に増大する。
よって、本発明においては、冷延板を１０００℃以上１０６０℃以下で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行うことが好ましい。より好ましくは、冷延板の焼鈍温度の範囲は１０３０℃以上１０６０℃以下である。
また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは６０秒以下である。
　［実施例１］
　表１－１に示す組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊に溶製した後、１１５０℃の温度に１時間加熱し、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍとした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を空冷した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　得られた熱延板を表１－２に記載の各熱延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各熱延板焼鈍時間保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。
この熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。
得られた冷延板を表１－２に記載の各冷延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各冷延板焼鈍時間保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板を得た。
得られた冷延焼鈍板を、以下の評価に供した。
　（１）鋼板の耐食性評価
　以上の製造条件で得られたフェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍板を、せん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍに切出した。切り出し後、エメリー紙を用いて表面を６００番まで研磨し、アセトンによる脱脂を行った後、鋼板の耐食性を評価した。
　腐食試験は、ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１に準拠して実施した。まず、試験片を水洗後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行った。その後、１サイクルを塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ水溶液、３５℃)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度４０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、１５サイクルの腐食試験を実施した。試験後、試験片を撮影した写真から、試験片中心の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、画像解析により発銹面積率を測定した。
発銹面積率が３０％以下であったものを「○（合格：特に優れる）」、３０％超であったものを「▲（不合格）」として評価した。
　（２）粗大析出物の数の評価
　得られたフェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍板のＣ断面（圧延方向に対し垂直方向に切断した鋼板の断面）を鏡面研磨し、光学顕微鏡（オリンパス製、ＤＳＸ－５１０）にて一般的な光学顕微鏡法である同軸落射照明法を用いてその拡大像を撮影した。撮影は、４０倍の対物レンズを用い、１０００倍の総合倍率にて、各視野の露光時間を変化させること無く１ｍｍ２の区画をつなぎ撮影することで行った。また、この１ｍｍ２を対象とした撮影を無作為の１０か所で実施した。ここで、つなぎ撮影とは、複数の隣接する視野をそれらの一部が互いに重複するように撮影し、得られた複数の画像を繋ぎ合わせることで、１視野よりも広い領域の画像を得る手法を指す。
　なお、上述の撮影手法によれば、析出物を除いた母相の領域は明るく結像され、析出部は暗く結像される。そのため、得られる画像上では、析出物を除いた母相の領域は濃度が高く（白く）、析出物部は濃度が低い（黒い）こととなる。
　得られた撮影画像について、画像解析ソフト（三谷商事製、ＷｉｎＲＯＯＦ２０１５）を用い、モノクロ化およびハイパスフィルターを適用する画像処理を行って、バックグラウンドが除去されたモノクロ画像を得た後、析出物部を抽出するよう画像を二値化した。
　なお、ハイパスフィルターでは波長７０μｍ以上の周波数成分を除去した。
　また、画像の二値化は、各１ｍｍ２区画を撮影した１つ１つの画像に対し、それぞれに以下の方法を適用することによって実施した。
　まず、上述したモノクロ化およびハイパスフィルター適用を行った１つの画像について、画像全体、すなわち計測領域に含まれる全てのピクセルの濃度の平均値（Ａ）および全てのピクセルの濃度の標準偏差（Ｓ）を計測した。ただし、ピクセル（画素とも呼ばれる）とは画像解析ソフトで扱う画像の最小単位であり、各ピクセルは濃度情報を有する。計測した平均値より、計測した標準偏差を３倍した値を減ずることで得られる値（Ａ－３×Ｓ）を、その画像の二値化における閾値とした。得られた閾値以下の濃度を有するピクセルの濃度を「０」、得られた閾値を超える濃度を有するピクセルの濃度を「１」に変換して、その画像の二値化を完了させた。
　ここで、濃度が「０」となったピクセルを、析出物部を構成する１つのピクセルとみなした。また、濃度が「０」であるピクセルが複数隣接する場合には、これら隣接するピクセルによって形成される領域を１つの析出物部とみなした。
　得られた各二値化像より、各析出物部を構成するピクセルの数を計測し、得られた各析出物部のピクセル数に１ピクセルが表す面積をそれぞれ乗ずることで、各析出物の断面積を計測し、各１ｍｍ２区画内における断面積５．０μｍ２以上の析出物の数を求めた。求めた全１０区画の析出物の数を平均し、鋼板断面１ｍｍ２区画内における、断面積が５．０μｍ２以上である粗大析出物の平均数を求めた。
　（３）粗大析出物の平均断面積の評価
　上述した粗大析出物の平均数の評価にて得られた各二値化像より、前述の画像解析ソフトを用い、各１ｍｍ２区画内における析出物のうち、断面積が５．０μｍ２以上である各析出物の断面積を求めた。全１０区画の析出物の断面積を平均し、粗大析出物の平均断面積を求めた。
　（４）耐水素脆化特性の評価
　耐水素脆化特性を評価するための試験では、まず、鋼板から圧延方向が長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠したＪＩＳ５号試験片を４つ作製した。
１つ目の試験片（試験片Ａ１）には、０．０１Ｍのチオ尿素を添加した１Ｎの硫酸水溶液中にて１０～１００Ｃ／ｄｍ２のカソード電解処理を行い、０．３０～０．６０質量ｐｐｍの水素を侵入させた。ただし、侵入水素量が所望の量であることは、２つめの試験片（試験片Ａ２）について、同等のカソード電解処理を行い、その後直ちに１０ｍｍ×３０ｍｍへと切断し、液体窒素中に入れて保管した後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、昇温脱離法によって測定した鋼中水素濃度を以て確認した。ここで、昇温脱離法による水素量分析は、常温から２００℃／時間にて３００℃まで昇温する条件で実施した。水素を侵入させた試験片Ａ１は、カソード電解処理を行った後、直ちに液体窒素中に入れて保管した。
３つめの試験片（試験片Ｂ１）は、大気雰囲気中において、３００℃の温度で１時間の熱処理を行い、試験片から水素を放出させた。水素が放出されたことの確認は、４つ目の試験片（試験片Ｂ２）に対して同等の熱処理を行い、その後、直ちに１０ｍｍ×３０ｍｍへと切断し、液体窒素中に入れて保管した後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、上述の昇温脱離法によって試験片に含まれる水素の濃度を測定して、鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下であることを確認して行った。水素を放出させた試験片Ｂ１は、熱処理を行った後、直ちに液体窒素中に入れて保管した。
その後、上述した双方（Ａ１およびＢ１）の試験片について、液体窒素から取り出し後、エタノール中にて５分間の超音波洗浄を行い、温度を室温に戻した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を行い、破断伸びを評価した。ただし、引張速度は、標点間距離を５０ｍｍとした上で、２５ｍｍ／分の速度とした。そして、試験片Ｂの破断伸び（％）から、試験片Ａの破断伸び（％）を減ずることで、破断伸びの低下量を算出した。
破断伸びの低下量が５％以下であったものを「○（合格）」、５％超であったものを「▲（不合格）」として評価した。
　得られた結果を表１－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　本発明鋼（試験Ｎｏ．１－１～１－９）は、耐食性の評価が「○」であり、かつ、粗大析出物の平均数が３００個以下であり、かつ、粗大析出物の平均断面積が２０．０μｍ２以下であって、耐水素脆化特性の評価が「○」であって、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れることが分かった。
　試験Ｎｏ．１－１０の比較例は、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも高く、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多いため、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．１－１１の比較例は、冷延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも低く、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きいため、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．１－１２の比較例は、冷延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも高く、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多いため、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．１－１３の比較例は、熱延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも長く、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きいため、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．１－１４の比較例は、冷延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも長く、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多いため、耐水素脆化特性が劣っていた。
　［実施例２］
　表２に示す組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊に溶製した後、１１５０℃の温度に１時間加熱し、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍとした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を空冷した。
　得られた熱延板を９４０℃で１０秒保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。
　熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。
　得られた冷延板を１０４０℃で４５秒保持した後、空冷し、その後、表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板を得た。
　得られた冷延焼鈍板を、上述した評価に供した。
　得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　本発明鋼（試験Ｎｏ．２－１～２－１７）は、耐食性の評価が「○」であり、かつ、粗大析出物の数が３００個以下であり、かつ、粗大析出物の平均断面積が２０．０μｍ２以下であって、耐水素脆化特性の評価が「○」であって、優れた耐食性を有し、かつ、耐水素脆化特性に優れることが分かった。
　試験Ｎｏ．２－１８の比較例は、Ｔｉの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多く、さらに、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－１９の比較例は、Ｎｂの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－２０の比較例は、Ａｌの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多く、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－２１の比較例は、Ａｌの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－２２の比較例は、Ｏの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、粗大析出物の数が本発明の範囲よりも多く、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－２３の比較例は、Ｏの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、粗大析出物の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、耐水素脆化特性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－２４の比較例は、Ｃｒの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、耐食性が劣っていた。
　本発明によれば、耐食性に優れ、かつ、耐水素脆化特性に優れるため、マフラーカッタ、ロッカー、家電製品用部品、自動車排気用配管、建材、排水溝の蓋、海上輸送用コンテナー、厨房機器、建築外装材、鉄道車両、電気装置筐体外板、水用パイプ、貯水槽、等の水素侵入環境に曝される加工部材に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．１０～０．６０％、
    Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ａｌ：０．０３０～０．０６０％、
    Ｃｒ：１６．５～１９．０％、
    Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
    Ｎｂ：０．３０～０．６０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
    Ｏ（酸素）：０．００２５～０．００５０％、および
    Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    ５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物が１ｍｍ２区画内において３００個以下であり、かつ、
    前記５．０μｍ２以上の断面積を有する析出物の平均断面積が２０．０μｍ２以下であるフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｗ：０．０１～０．５０％、
    Ｖ：０．０１～０．５０％、および
    Ｚｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｙ：０．０１～０．２０％、
    ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
    Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　鋼中に０．３０～０．６０質量ｐｐｍの濃度で水素を侵入させた場合の鋼板の破断伸びＡ（％）と、鋼中水素濃度が０．０２質量ｐｐｍ以下である場合の鋼板の破断伸びＢ（％）とが、以下の式（１）を満たす請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
    　破断伸びＢ（％）－破断伸びＡ（％）≦５（％）・・・式（１）
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする工程と、
    前記熱延板を９４０℃以上９８０℃以下で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
    前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
    前記冷延板を１０００℃以上１０６０℃以下で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行う工程と、
    を含むフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
     
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