WO2023170996A1 - フェライト系ステンレス鋼板および排気部品 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板および排気部品 Download PDF

Info

Publication number
WO2023170996A1
WO2023170996A1 PCT/JP2022/030359 JP2022030359W WO2023170996A1 WO 2023170996 A1 WO2023170996 A1 WO 2023170996A1 JP 2022030359 W JP2022030359 W JP 2022030359W WO 2023170996 A1 WO2023170996 A1 WO 2023170996A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
particles
ferritic stainless
stainless steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/030359
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
純一 濱田
睦子 吉井
篤剛 林
佳幸 藤村
尊仁 濱田
Original Assignee
日鉄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 日鉄ステンレス株式会社 filed Critical 日鉄ステンレス株式会社
Publication of WO2023170996A1 publication Critical patent/WO2023170996A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • 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

Definitions

  • the present disclosure relates to a ferritic stainless steel plate and an exhaust component.
  • ferritic stainless steel which has relatively good properties such as oxidation resistance and workability, and has a small coefficient of thermal expansion, has been attracting attention as a material for automobile exhaust parts.
  • Exhaust components are used in environments where they are repeatedly exposed to heating to high temperatures and cooling from high temperatures. Therefore, if the coefficient of thermal expansion is large, destruction due to thermal fatigue is likely to occur.
  • ferritic stainless steel which has a small coefficient of thermal expansion, is suitable for exhaust parts.
  • ferritic stainless steel may have lower high-temperature strength than other materials, and there is a need to improve the high-temperature strength. Therefore, as disclosed in Patent Documents 1 to 5, ferritic stainless steels have been developed that are intended to be applied to exhaust parts.
  • Patent Documents 1 to 5 have improved high-temperature strength by containing Cu. However, in recent years, due to engine downsizing and the like, the temperature of exhaust gas has also increased. For this reason, even higher levels of high-temperature strength are required.
  • the ferritic stainless steels disclosed in Patent Documents 1 to 5 have room for further improvement from the viewpoint of high-temperature strength.
  • high-temperature strength is improved by containing a large amount of expensive Nb, there is room for alloy saving.
  • problems such as decreased workability arise, and it is difficult to improve all the properties of workability, oxidation resistance, and high-temperature strength in a well-balanced manner.
  • the present disclosure aims to solve the above problems and provide a ferritic stainless steel sheet having excellent workability, oxidation resistance, and high temperature strength.
  • the present disclosure has been made to solve the above problems, and its gist is the following ferritic stainless steel plate.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.02% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.01-0.10%, S: 0.0001-0.005%, N: 0.02% or less, Cr: 17.0-20.0%, Cu: 1.0 to 1.5%, Ti: 0.05-0.3%, Nb: 0.005-0.2%, Mo: 0.02-0.5%, B: 0.0001 to 0.0030%, Al: 0.005-0.5%, Ni: 0.01-0.2%, V: 0.01-0.2%, W: 0-2.0%, Sn: 0 to 0.5%, Mg: 0 to 0.01%, Sb: 0 to 0.5%, Zr: 0 to 0.3%, Ta: 0-0.3%, Hf: 0-0.3%, Co: 0-0.3%, Ca: 0-0.01%, REM: 0-0.2%, Ga: 0-0.3%, The remainder: Fe and impurities, The following formula (i) is satisfied, A ferritic stainless steel sheet in which the area ratio of Cu particles having
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent workability, oxidation resistance, and high temperature strength can be obtained.
  • FIG. 1 is a diagram showing the correlation between the left-hand side value of equation (i) and the 0.2% proof stress at 850°C.
  • (a) Ferritic stainless steel containing a certain amount of Cu has improved high temperature strength. This is because Cu particles such as bcc-Cu, 9R, and ⁇ -Cu are precipitated.
  • the present inventors have also discovered that there is a correlation between the precipitation of Cu particles and the Cr content. For example, in ferritic stainless steel containing 14% Cr, no precipitation of Cu particles occurred at 850°C. On the other hand, in ferritic stainless steel containing 17% or more of Cr, Cu particles were precipitated at 850° C., and the high-temperature strength was improved. This is considered to be because the activity of Cu increased as the Cr content increased.
  • P, Nb, Mo, and Al are elements that increase strength, but the present inventors also revealed that they interact with Cu and affect high-temperature strength.
  • High temperature strength is influenced by precipitation strengthening of Cu particles, solid solution strengthening by P, Nb, Mo and Al, and formation of P compounds and Laves phases. Therefore, it is effective to optimize the balance of these reinforcement mechanisms.
  • the composition of the Cu particles is approximately 100% Cu. Therefore, in order for Cu particles to nucleate and precipitate, Cu needs to be sufficiently diffused. Moreover, the P compound and the Laves phase compete with the Cu particles and precipitate. Therefore, if the precipitation of Cu particles is delayed in the usage environment, precipitation strengthening will become insufficient.
  • Ti has the effect of improving high-temperature strength when contained in a composite manner with Nb.
  • Ti forms TiN. This TiN often has an angular shape. When such angular and coarse TiN is formed, fatigue characteristics at high temperatures deteriorate. For this reason, it is preferable that the maximum length of the formed TiN is 15 ⁇ m or less.
  • C 0.02% or less C reduces room temperature ductility and reduces workability. In addition to corrosion resistance, it also reduces high temperature strength and oxidation resistance. In addition, fine Cu particles may tend to precipitate. Therefore, the C content is set to 0.02% or less.
  • the C content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.009% or less. Although it is desirable to reduce C as much as possible, excessive reduction of C increases refining cost. Therefore, the C content is preferably 0.001% or more.
  • Si 1.0% or less
  • Si is an element used as a deoxidizing agent. Further, Si is an element that improves high temperature strength and oxidation resistance. However, if Si is contained excessively, a large amount of fine Cu particles may easily precipitate, resulting in a decrease in room temperature ductility. Therefore, the Si content is set to 1.0% or less.
  • the Si content is preferably 0.8% or less, preferably 0.5% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • the Si content is preferably more than 0.1%, more preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably in the range of 0.2 to 0.4%.
  • Mn 1.0% or less
  • Mn is an element used as a deoxidizing agent. Moreover, Mn has the effect of improving high temperature strength in a medium temperature range. However, when Mn is contained excessively, Mn-based oxides are formed on the surface layer at high temperatures, and scale adhesion and abnormal oxidation are likely to occur. As a result, oxidation resistance decreases. Further, a large amount of fine Cu particles may easily precipitate, and room temperature ductility also decreases. Therefore, the Mn content is set to 1.0% or less.
  • the Mn content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less, and even more preferably 0.4% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Mn content is preferably 0.05% or more. In consideration of pickling properties and cold ductility in steel sheet production, the Mn content is preferably in the range of 0.05 to 0.4%.
  • P has the effect of improving strength through solid solution strengthening. Furthermore, P has the effect of precipitation strengthening the steel plate and improving its strength by forming P compounds such as FeP, FeTiP, and FeNbP. Furthermore, when attempting to reduce P, it becomes necessary to use raw materials with a low P content. Therefore, the P content is set to 0.01% or more. The P content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the P content is set to 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less. Considering weldability and manufacturing cost, the P content is preferably in the range of 0.02 to 0.06%.
  • S 0.0001-0.005%
  • S reduces oxidation resistance and cold ductility. Moreover, corrosion resistance may be reduced. Therefore, the S content is set to 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less. Although it is preferable to reduce the S content as much as possible, if it is reduced excessively, the refining cost will increase. Therefore, the S content is set to 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.0005% or more. Considering weldability and manufacturing cost, the S content is preferably in the range of 0.0005 to 0.003%.
  • N 0.02% or less Like C, N reduces room temperature ductility. In particular, fine Cu particles may tend to precipitate in large quantities, resulting in reduced workability. In addition to reducing high temperature strength and oxidation resistance, it may also reduce corrosion resistance. Therefore, the N content is set to 0.02% or less. The N content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.01% or less. Although it is preferable to reduce the N content as much as possible, if N is reduced excessively, the refining cost will increase. Therefore, the N content is preferably 0.003% or more.
  • Cr:17.0 ⁇ 20.0% Cr is an element necessary for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance in the steel plate of this embodiment.
  • Cr content increases as the Cr content increases.
  • the steel plate of this embodiment is mainly intended to be used at a temperature of 850°C or higher, and in consideration of the precipitation of Cu particles in this temperature range, the Cr content is set to 17.0% or higher. .
  • the Cr content is preferably 17.2% or more.
  • the Cr content is set to 20.0% or less.
  • the Cr content is preferably 19.0% or less. Note that in consideration of manufacturability and scale removability, the Cr content is preferably in the range of 17.0 to 18.0%.
  • Cu 1.0-1.5%
  • the Cu content is set to 1.0% or more in order to stably effect precipitation strengthening of Cu particles at high temperatures of 850° C. or higher.
  • the Cu content is preferably 1.1% or more.
  • the Cu content is set to 1.5% or less.
  • the Cu content is preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • the Cu content is preferably in the range of 1.1 to 1.4%.
  • the Cu content is preferably in the range of 1.1 to 1.3%.
  • Ti 0.05-0.3% Ti combines with C, N, and S and has the effect of improving corrosion resistance and intergranular corrosion resistance. Furthermore, Ti has the effect of improving room-temperature ductility and deep drawability. In particular, by precipitating FeTiP, which is a Ti-based compound, the effect of improving room temperature workability can be obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.05% or more. The Ti content is preferably 0.1% or more.
  • the Ti content is set to 0.3% or less.
  • the Ti content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.2% or less. Considering the occurrence of surface flaws and toughness, the Ti content is preferably in the range of 0.05 to 0.2%.
  • Nb 0.005-0.2%
  • Nb has the effect of solid solution strengthening. Further, Nb also causes strengthening by making the precipitates finer. These strengthening mechanisms improve high temperature strength.
  • Nb fixes C and N as carbonitrides, improves the corrosion resistance of the product board, and contributes to the development of recrystallized texture that affects the r value. Therefore, the Nb content is set to 0.005% or more.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the steel plate of this embodiment utilizes Nb together with high-temperature strengthening elements such as P, Mo, and Al, but Nb is also an expensive element. For this reason, containing excessive Nb increases alloy cost.
  • the Nb content is set to 0.2% or less.
  • the Nb content is preferably 0.18% or less. Note that in consideration of toughness and intergranular corrosion of the welded part, the Nb content is preferably in the range of 0.1 to 0.2%.
  • Mo 0.02 ⁇ 0.5% Like Nb, Mo also has the effect of improving high-temperature strength when used together with high-temperature strengthening elements such as P, Nb, and Al. Therefore, the Mo content is set to 0.02% or more.
  • the Mo content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and even more preferably 0.15% or more.
  • Mo is an expensive element, the effects of other elements are also taken into consideration, and the Mo content is set to 0.5% or less.
  • the Mo content is preferably 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
  • the Mo content is preferably in the range of 0.1 to 0.3%, and further, in consideration of corrosion resistance, the Mo content is 0.1% to 0.3%. It is preferably in the range of 15 to 0.3%.
  • B 0.0001-0.0030% B is an element that improves secondary workability during press working. Further, in the steel sheet of this embodiment, the P compound is utilized to improve room temperature workability and high temperature strength. At this time, by including B, coarsening of the P compound in a high temperature environment is suppressed. As a result, strength stability is improved when used in high-temperature environments.
  • the B content is set to 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • B is contained excessively, the steel plate becomes hard.
  • a large amount of fine Cu particles may easily precipitate, resulting in a decrease in room temperature ductility.
  • oxidation resistance decreases.
  • the B content is set to 0.0030% or less.
  • the B content is preferably 0.0015% or less, more preferably 0.0010% or less. Note that in consideration of corrosion resistance and manufacturing cost, the B content is preferably in the range of 0.0002 to 0.0010%.
  • Al 0.005-0.5%
  • Al is added as a deoxidizing element and is also an element that improves oxidation resistance.
  • Al is utilized together with high-temperature strengthening elements such as P, Nb, and Mo. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more.
  • the Al content is preferably 0.01% or more.
  • the Al content is set to 0.5% or less.
  • the Al content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less. Note that when considering oxidation resistance, workability, and surface flaws, the Al content is preferably in the range of 0.01 to 0.1%.
  • Ni 0.01 ⁇ 0.2%
  • Ni is an element that improves toughness. Therefore, the Ni content is set to 0.01% or more.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the Ni content is set to 0.2% or less.
  • the Ni content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.1% or less. Note that in consideration of manufacturability and oxidation resistance, the Ni content is preferably in the range of 0.05 to 0.1%.
  • V 0.01-0.2%
  • V has the effect of generating VC and improving high temperature strength. It also has the effect of improving corrosion resistance. Therefore, the V content is set to 0.01% or more.
  • the V content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the V content is set to 0.2% or less.
  • the V content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.1% or less. Note that in consideration of manufacturing cost and manufacturability, the V content is preferably in the range of 0.05 to 0.1%.
  • one or more selected from W, Sn, Mg, Sb, Zr, Ta, Hf, Co, Ca, REM, and Ga may be contained within the range shown below. The reasons for limiting each element will be explained.
  • W 0-2.0% Like Mo, W also has the effect of solid solution strengthening. Furthermore, W also has the effect of forming a Laves phase (Fe 2 W) and strengthening precipitation. In particular, when it is contained in combination with Nb and Mo, a Laves phase of Fe 2 (Nb, Mo, W) is generated. When W is included, coarsening of this Laves phase is suppressed and precipitation strengthening ability is improved. Note that the Laves phase tends to become fine due to its coexistence with the FeP-based precipitates described above. Therefore, it may be included if necessary.
  • the W content is set to 2.0% or less.
  • the W content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less, and even more preferably 1.0% or less.
  • the W content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more, and even more preferably 0.2% or more. Note that in consideration of manufacturability, low-temperature toughness, and oxidation resistance, the W content is preferably in the range of 0.2 to 1.5%.
  • Sn 0-0.5%
  • Sn has the effect of improving corrosion resistance. Moreover, Sn also has the effect of improving high temperature strength in the medium temperature range. Therefore, it may be included if necessary. However, if Sn is contained excessively, the manufacturability will be significantly reduced, so the Sn content is set to 0.5% or less.
  • the Sn content is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less.
  • the Sn content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. Note that when considering oxidation resistance and manufacturability, the Sn content is preferably in the range of 0.05 to 0.2%.
  • Mg 0-0.01% Mg is a deoxidizing element and also has the effect of making the structure of the slab finer and improving workability and toughness.
  • Mg oxide containing Mg becomes a precipitation site for carbonitrides such as Ti(C,N) and Nb(C,N), and has the effect of finely dispersing and precipitating these. Therefore, it may be included if necessary.
  • excessive Mg content reduces weldability and corrosion resistance. Therefore, the Mg content is set to 0.01% or less.
  • the Mg content is preferably 0.001% or less, more preferably 0.0008% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0003% or more. Note that in consideration of refining costs, the Mg content is preferably in the range of 0.0003 to 0.001%.
  • Sb 0-0.5%
  • Sb has the effect of improving corrosion resistance and high temperature strength. Therefore, it may be included if necessary. However, when Sb is contained excessively, slab cracking and a decrease in ductility are likely to occur during steel sheet production. Therefore, the Sb content is set to 0.5% or less.
  • the Sb content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.15% or less.
  • the Sb content is preferably 0.01% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the Sb content is preferably in the range of 0.01 to 0.15%.
  • Zr 0-0.3%
  • Zr is an element that forms carbonitrides, and has the effect of improving corrosion resistance and deep drawability. Therefore, it may be included if necessary. However, when Zr is contained excessively, manufacturability is reduced. Therefore, the Zr content is set to 0.3% or less. The Zr content is preferably 0.2% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Zr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. Note that in consideration of cost, surface quality, and oxidation resistance, the Zr content is preferably in the range of 0.1 to 0.3%.
  • Ta 0-0.3% Hf: 0-0.3% Ta combines with C and N and has the effect of improving toughness. Therefore, it may be included if necessary. However, when Ta is contained excessively, the alloy cost increases and manufacturability is significantly reduced. Therefore, the Ta content is set to 0.3% or less.
  • the Ta content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.08% or less.
  • the Ta content is preferably 0.01% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the Ta content is preferably in the range of 0.01 to 0.08%.
  • Hf Like Ta, Hf also combines with C and N and has the effect of improving toughness. Therefore, it may be included if necessary. However, when Hf is contained excessively, the alloy cost increases and manufacturability is significantly reduced. Therefore, the Hf content is set to 0.3% or less. The Hf content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.08% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Hf content is preferably 0.01% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the Hf content is preferably in the range of 0.01 to 0.08%.
  • Co 0-0.3%
  • Co has the effect of improving high temperature strength. Therefore, it may be included if necessary. However, when Co is contained excessively, the alloy cost increases. Therefore, the Co content is set to 0.3% or less.
  • the Co content is preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the Co content is preferably 0.01% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the Co content is preferably in the range of 0.01 to 0.1%.
  • Ca 0-0.01% Ca has a desulfurization effect. Therefore, it may be included if necessary. However, when Ca is contained excessively, coarse CaS is generated and the toughness and corrosion resistance are reduced. Therefore, the Ca content is set to 0.01% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0003% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the Ca content is preferably in the range of 0.0003 to 0.0020%.
  • REM 0-0.2% REM has the effect of improving toughness and oxidation resistance by making various precipitates finer. Therefore, it may be included if necessary. However, when REM is contained excessively, castability is significantly reduced and ductility is also reduced. Therefore, the REM content is set to 0.2% or less.
  • the REM content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the REM content is preferably 0.001% or more. Note that in consideration of refining cost and manufacturability, the REM content is preferably in the range of 0.001 to 0.05%.
  • REM refers to a total of 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids, and the above REM content refers to the total content of these elements.
  • Ga 0-0.3% Ga has the effect of improving corrosion resistance. It also has the effect of suppressing hydrogen embrittlement. Therefore, it may be included if necessary. However, when Ga is contained excessively, the alloy cost increases. Therefore, the Ga content is set to 0.3% or less. The Ga content is preferably 0.1% or less. Furthermore, from the viewpoints of manufacturability and cost, as well as ductility and toughness, it is preferably 0.0020% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Ga content is preferably 0.0002% or more.
  • impurities are components that are mixed in from raw materials such as ores and scraps and various factors in the manufacturing process when ferritic stainless steel sheets are manufactured industrially, and which have an adverse effect on the steel sheet of this embodiment. It means what is permissible within the range of not giving. Examples of impurities include Bi, As, and Pb.
  • each element symbol in the above formula (i) represents the content (mass %) of each element contained in the steel sheet, and is zero if it is not contained.
  • FIG. 1 is a diagram showing the correlation between the left-hand side value of equation (i) and the 0.2% proof stress at 850°C.
  • the chemical composition of 17.5%Cr-0.005%C-0.2%Si-0.3%Mn-1.2%Cu-0.15%Ti-0.01%N A cold-rolled plate was used.
  • the value of the left-hand side value of equation (i) was controlled by adjusting the contents of elements P, Nb, Mo, and Al constituting the left-hand side value of equation (i).
  • the 0.2% proof stress at 850°C was measured by a high temperature tensile test based on JIS G 0567:2020.
  • the rolling direction of the test piece used in the test was the tensile direction.
  • High-temperature strength is affected by precipitation strengthening of Cu particles that precipitate in a high-temperature environment, solid solution strengthening of the above elements, and the balance between the formation of P compounds and Laves phases. Therefore, the present inventors have clarified that it is possible to improve high-temperature strength by optimizing the contents of P, Nb, Mo, and Al.
  • the left-hand side value of formula (i) is set to be 5.0 or more.
  • the value on the left side of equation (i) is preferably 8.0 or more.
  • the upper limit of the left-hand side value of formula (i) is not particularly limited, but if it exceeds 10.0, the effect of improving the 0.2% yield strength will be diminished, so it is preferably set to 10.0.
  • Cu Particles In the steel sheet of this embodiment, the size of the formed Cu particles is limited. Cu particles are precipitates mainly composed of Cu, such as bcc-Cu, 9R, and ⁇ -Cu. Cu particles precipitate at a temperature of 350 to 800°C and have the effect of improving high temperature strength. However, if a large amount of fine Cu particles are precipitated at room temperature, the room temperature ductility decreases, resulting in a decrease in workability. Therefore, at room temperature, it is desirable to suppress the precipitation of fine and large amounts of Cu particles and maintain the state of solid solution Cu in the matrix. It is preferable to control the Cu particles so that they precipitate at high temperatures in the usage environment and improve high-temperature strength.
  • the area ratio of Cu particles having a diameter of 20 nm or less (hereinafter referred to as "fine Cu particle area ratio”) is set to 2.0% or less.
  • the fine Cu particle area ratio is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less, and even more preferably 0.7% or less. This is because Cu particles having a diameter of more than 20 nm are relatively coarse and are unlikely to have an adverse effect on room temperature ductility and high temperature strength.
  • the area ratio of fine Cu particles is desirably reduced as much as possible, and most preferably 0%. Note that the above-mentioned Cu particles are determined to be Cu particles if the size is 1 nm or more.
  • the method for determining Cu particles is to perform point analysis on an image presumed to be a precipitate using TEM-EDS, and if Cu is detected in an amount greater than the content of steel, it is determined to be a Cu particle.
  • the sample for observation should be 1/4 width from the center of the width of the steel plate so that the observation surface is parallel to the rolling direction and parallel to the plate thickness direction (hereinafter also simply referred to as "L cross section"). Take the sample from the center to 1/8th of the thickness of the board.
  • Maximum Length of TiN Including Ti in a steel sheet can improve high-temperature strength, but on the other hand, coarse TiN may be formed and high-temperature fatigue properties may deteriorate. Therefore, in the steel plate of this embodiment, it is preferable that the maximum length of TiN is 15 ⁇ m or less. This is because if the maximum length of TiN exceeds 15 ⁇ m, the fatigue properties at high temperatures will deteriorate. Therefore, the maximum length of TiN is 15 ⁇ m or less, preferably 10 ⁇ m or less. Note that the lower limit of the maximum length of TiN is not particularly limited, but in normal refining etc., it is often 1.0 ⁇ m.
  • the method for measuring the maximum length of TiN will be explained. Collect the sample so that the L cross section becomes the observation surface. As for the L cross-section, as will be described later, it is preferable that the center is at 1/8 of the plate thickness and at 1/4 to 1/2 in the plate width direction. Subsequently, the obtained sample is embedded in a thermosetting resin with the observation side facing up. The observation surface is mirror-polished by mechanical polishing and then observed and measured using a scanning electron microscope (hereinafter also simply referred to as "SEM").
  • SEM scanning electron microscope
  • a substantially polygonal inclusion containing 40 atomic % or more of Ti is defined as TiN.
  • the length of the long axis of TiN is taken as the maximum length, and is measured from the image. Note that the length of the long axis of TiN is defined as the longest length connecting two points on the outer circumference of TiN, and is usually the length of a straight line when approximately each corner is connected diagonally.
  • the measurement range is set at 10 measurement fields centered at 1/8 of the plate thickness.
  • each measurement field of view is in the range of 0.25 mm in the rolling direction x 0.20 mm in the plate thickness direction, and the center position of each field of view in the plate thickness direction is made to coincide with the 1 ⁇ 8 position of the plate thickness. Further, the number of TiN particles to be measured is 50 or more in total for 10 fields of view. Among all the measured lengths of the long axes of TiN, the maximum value is determined and is defined as the maximum length of TiN.
  • Amount of Precipitated Nb In the steel plate of this embodiment, it is desirable to improve the toughness from its intended use, as will be described later. In order to improve toughness, it is preferable to suppress the formation of Laves phase, which is a precipitate, within a certain range. When a large amount of Laves phase is formed, brittle fracture is likely to occur starting from this phase, and as a result, toughness is likely to decrease.
  • the amount of precipitated Laves phase can be confirmed by measuring the amount of Nb precipitated using the electrolytic extraction residue method.
  • the amount of precipitated Nb is preferably 0.1% or less in mass %.
  • the amount of precipitated Nb is more preferably 0.05% by mass or less.
  • a V-notch as described in JIS Z 2242:2018 can be formed in a 2 mm thick steel plate used for automobile exhaust system parts. It is possible to obtain a steel plate with good toughness such that the ductile-brittle transition temperature is ⁇ 40° C. or lower when subjected to a Charpy impact test. Note that the ductile-brittle transition temperature is the temperature at which the fracture surface after the Charpy impact test becomes 50% brittle.
  • the amount of precipitated Nb is preferably measured by the following procedure using the electrolytic extraction residue method. Specifically, about 0.4 g of the sample is electrolyzed using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride/methanol at a current value of 20 mA/cm 2 . Thereafter, the electrolyzed sample solution is filtered through a 0.2 ⁇ m filter, and the residue is subjected to acid decomposition. Then, the amount of Nb (mass %) analyzed as the electrolytic extraction residue is calculated as the amount of precipitated Nb using an ICP emission spectrometer.
  • the steel sheet of this embodiment is preferably used as exhaust parts for automobiles or motorcycles.
  • exhaust parts include exhaust manifolds, catalytic converter cases, EGR cooler cases, exhaust heat recovery machines, DPFs, GPFs, center pipes, mufflers, brunges, muffler hangers, housings that form the outer frame of turbochargers, and nozzle vane turbos.
  • Precision parts inside the charger for example, back plate, oil deflector, compressor wheel, nozzle mount, nozzle plate, nozzle vane, drive ring, drive lever), etc. These are not limited to engine-equipped vehicles, but may also be exhaust parts of electric vehicles and fuel cell vehicles.
  • the plate thickness is preferably in the range of 0.5 to 3.0 mm.
  • Manufacturing method A preferred method for manufacturing the steel plate of this embodiment will be described.
  • the steel plate of this embodiment can be stably manufactured by the following manufacturing method.
  • the ratio of Al 2 O 3 as Al-based inclusions to MgO as MgO-based inclusions is preferably 15.0 or less. This is to set the maximum length of TiN to 15 ⁇ m or less. More preferably, Al 2 O 3 /MgO is 13.0 or less.
  • the composition of the slag may be controlled to adjust the activities of MgO and Al 2 O 3 in the slag.
  • the melted steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting, etc.).
  • a settling time of 1 minute or more, preferably 5 minutes or more is preferably provided before continuous casting.
  • the maximum length of TiN can be easily set to 15 ⁇ m or less.
  • the heating temperature of the slab is not particularly limited, but it is usually preferably in the range of 1180 to 1250°C.
  • the hot rolling is preferably continuous rolling, and is carried out in a hot rolling mill comprising a plurality of stands. It is then wound into a coil.
  • the winding temperature is not particularly limited, but is preferably 300 to 750°C from the viewpoint of microstructural refinement. Note that after hot rolling and winding into a coil, the hot rolled sheet may be annealed if necessary. Further, after annealing, pickling may be performed as necessary.
  • the hot rolled sheet is cold rolled to produce a cold rolled sheet.
  • a tandem rolling mill or a Sendzimir rolling mill is usually used.
  • the rolling reduction rate during cold rolling is not particularly limited. It may be adjusted as appropriate depending on the desired plate thickness.
  • the manufactured cold rolled sheet is annealed.
  • the cold-rolled sheet is annealed to obtain a recrystallized structure.
  • the recrystallization temperature is approximately in the range of 870 to 1000°C. Therefore, the annealing temperature is set within the above temperature range. That is, the annealing temperature is set and maintained in the range of 870 to 1000°C.
  • the annealing temperature is preferably 870°C or higher, more preferably 900°C or higher.
  • the annealing temperature is preferably 1000°C or lower, more preferably 950°C or lower.
  • the annealing time during annealing of the cold-rolled sheet is not particularly limited, but in view of sufficiently promoting recrystallization and manufacturing cost, it is preferably in the range of 1 to 120 seconds. After being maintained at the annealing temperature for the above annealing time, it is cooled. In order to obtain a recrystallized structure, it is necessary to maintain the temperature in the range of 870 to 1000°C, but when cooling from this temperature range, a large amount of fine Cu particles may precipitate. This is undesirable from the viewpoint of cold ductility. For this reason, the following two-stage cooling is performed.
  • the temperature range from the annealing temperature to 850° C. during cooling is referred to as a first cooling region.
  • the average cooling rate in the first cooling region is more preferably 4.0° C./s or less.
  • the average cooling rate in the first cooling region is preferably 1.5° C./s or more. If the average cooling rate in the first cooling region is slow, less than 1.5°C/s, the amount of precipitated Nb will exceed 0.1% (mass%), and the Laves phase, which is a coarse intermetallic compound, will be formed during the cooling process. Precipitates in large quantities. As a result, brittle fracture is likely to occur starting from this Laves phase, making it difficult to improve toughness. That is, the ductile-brittle transition temperature in the V-notch Charpy impact test exceeds -40°C.
  • the temperature range from 850° C. to 350° C. during cooling is referred to as a second cooling region.
  • the second cooling region by setting the cooling rate to more than 5.0° C./s, precipitation of a large amount of fine Cu particles is suppressed.
  • the average cooling rate in the second cooling region is preferably 8.0° C./s or more. From the viewpoint of lowering the proof stress, it is preferable to set it to 10° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the second cooling region is not particularly limited, but is usually 50° C./s. Moreover, considering that it is a plate shape, it is more preferable that the upper limit of the average cooling rate is 25° C./s.
  • the average cooling rate of the first cooling region and the second cooling region in this way, it is possible to suppress the precipitation of a large amount of fine Cu particles. That is, the area ratio of Cu particles having a diameter of 20 nm or less can be 2.0% or less. In addition, when it is desired to make the fine Cu particle area ratio 1.0% or less, it is preferable that the cooling rate at the second cooling rate is 7.0° C./s or more.
  • the annealing atmosphere for the cold-rolled sheet may be selected as appropriate. Furthermore, skin pass rolling, tension leveling, etc. may be performed after annealing. After annealing, cooling, etc., pickling is performed.
  • the pickling conditions may be according to conventional methods.
  • the obtained cold-rolled steel plate may be made into an exhaust part according to a conventional method.
  • the cooling rate in the temperature range from 920 to 850 °C was 5.0 °C / s
  • the cooling rate in the temperature range from 850 to 350 °C was 8.0 °C / s.
  • pickling was performed to obtain a product plate.
  • the above product sheet (cold rolled sheet) was examined for fine Cu particle area ratio, high temperature strength, oxidation resistance, and workability using the following procedure.
  • the method for identifying Cu particles was to perform point analysis on an image presumed to be a precipitate using TEM-EDS, and if Cu was detected in an amount greater than the content of steel, it was determined to be a Cu particle.
  • the observation surface was an L cross section, and samples for observation were taken from the center to 1/4 of the width of the steel plate and from 1/4 to 1/2 of the thickness.
  • High temperature strength High temperature strength was evaluated using 0.2% proof stress at 850°C.
  • the 0.2% proof stress was measured in accordance with JIS G 0567:2020 using a high temperature tensile test at 850°C.
  • the test piece used was taken from the center of the width of the steel plate. The shape of the test piece was such that the gauge distance was 35 mm. In the test, the rolling direction of the test piece was taken as the tensile direction. If the 0.2% proof stress at 850°C is 20 MPa or more, the high temperature strength is considered to be good and is described as good, and if the 0.2% proof stress at 850°C is 30 MPa or more, the high temperature strength is considered to be good. , was listed as excellent. On the other hand, when the 0.2% proof stress at 850° C. was less than 20 MPa, the high temperature strength was considered to be poor, and it was described as poor.
  • Oxidation resistance was evaluated by conducting a continuous oxidation test. Specifically, a continuous oxidation test was conducted in which the sample was held at 950° C. for 200 hours in the atmosphere. Note that the continuous oxidation test was conducted in accordance with JIS Z 2281:1993. Those in which no scale peeling or abnormal oxidation occurred in the continuous oxidation test were considered to have good oxidation resistance and were described as good. On the other hand, those in which scale peeling or abnormal oxidation occurred in the continuous oxidation test were considered to have poor oxidation resistance and were described as poor. Note that the test piece was taken from near the center of the width of the steel plate.
  • A1 to A22 which satisfied the requirements of this embodiment, exhibited good high-temperature strength, oxidation resistance, and workability.
  • B1 to B19 which did not satisfy the requirements of this embodiment, showed poor results in at least one of high temperature strength, oxidation resistance, and workability.
  • Table 1 No. The steel having composition A1 was subjected to cold rolling in the same manner as in Example 1, and as shown in Table 4, the annealing temperature and cooling rate of the cold rolled sheet were varied and pickling was performed to prepare the product sheet. A cold rolled sheet was produced. Note that the holding time during annealing was the same as in Example 1. Regarding the product sheet (cold rolled sheet), the amount of precipitated Nb and the ductile/brittle transition temperature were calculated using the following procedure, and the area ratio of fine Cu particles, high temperature strength, oxidation resistance, The processability was investigated. Further, the lengths of TiN of the present invention examples were measured using the same procedure as in Example 3, and it was confirmed that all of the maximum lengths were 15 ⁇ m or less.
  • the amount of precipitated Nb was measured using the following procedure. Specifically, about 0.4 g of a sample cut from each steel plate was electrolyzed using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride/methanol at a current value of 20 mA/cm 2 . Thereafter, the electrolyzed sample solution was filtered through a 0.2 ⁇ m filter, and the residue was subjected to acid decomposition. Then, the amount of Nb (mass %) analyzed as an electrolytic extraction residue using an ICP emission spectrometer was calculated as the amount of precipitated Nb.
  • a Charpy test piece was taken from the obtained steel plate and subjected to a V-notch Charpy impact test as described in JIS Z 2242:2018 to measure the ductile-brittle transition temperature. Charpy test pieces were taken so that the rolling direction of the steel plate was the longitudinal direction of the test piece, and the direction perpendicular to the rolling direction was the width direction, and the size was 55 mm x 10 mm x 2 mm, with a V-notch. The one introduced in the direction perpendicular to the rolling direction was used.
  • Example 1 A steel having a composition of A1 was melted. During melting, Al 2 O 3 /MgO was adjusted, and then hot rolling, winding, cold rolling, cold rolled sheet annealing, and pickling were performed under the same conditions as in Example 1. Regarding this steel plate, the maximum length of TiN was measured and the high temperature fatigue properties were investigated according to the procedure described below. In addition, the fine Cu particle area ratio, high temperature strength, oxidation resistance, and workability were calculated using the same procedure as in Example 1. In addition, in Example 3, all the fine Cu particle area ratios were 2.0% or less. Further, the amount of Nb precipitated in the example of the present invention was measured using the same procedure as in Example 2, and it was confirmed that all the values were 0.1% or less in mass %.
  • the analyzed elements are Ti, N, Fe, Cr, and Nb, and when the sum of these is 100 at%, inclusions containing Ti at 40 at% or more and having a substantially polygonal shape are defined as TiN. .
  • the length of the long axis of TiN was taken as the maximum length and was measured from the image. Note that the length of the long axis of TiN is defined as the longest length connecting two points on the outer circumference of TiN, and is usually the length of a straight line when approximately each corner is connected diagonally.
  • the measurement range was 10 measurement fields centered at 1/8 position of the plate thickness.
  • each measurement field of view was in the range of 0.25 mm in the rolling direction x 0.20 mm in the sheet thickness direction, and the center position of each field of view in the sheet thickness direction was matched to 1 ⁇ 8 position of the sheet thickness. Further, the number of TiN particles to be measured was 50 or more in total for 10 fields of view. Among all the measured lengths of the long axes of TiN, the maximum value was determined, and this was taken as the maximum length of TiN.
  • High temperature fatigue properties were evaluated by performing an 800°C plane bending fatigue test.
  • a JIS No. 1 test piece was taken from near the center of the width of the obtained product board so that the rolling direction was parallel to the longitudinal direction, and in accordance with JIS Z 2275:1978, seven test pieces were tested to determine S- The fatigue limit was determined by sampling the N curve.
  • the fatigue limit is defined as the average value of the minimum strength between the strength that did not break and the strength that did break in 1 ⁇ 10 7 cycles, and when the fatigue limit was 45 MPa or more, it was considered good, and when the fatigue limit was less than 45 MPa, It was marked as defective.
  • the test temperature was 800°C.
  • seven test pieces were taken at regular intervals to avoid any influence caused by the collection of each test piece.
  • the chemical composition is in mass%, C: 0.02% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.01-0.10%, S: 0.0001-0.005%, N: 0.02% or less, Cr: 17.0-20.0%, Cu: 1.0 to 1.5%, Ti: 0.05-0.3%, Nb: 0.005-0.2%, Mo: 0.02-0.5%, B: 0.0001 to 0.0030%, Al: 0.005-0.5%, Ni: 0.01-0.2%, V: 0.01-0.2%, W: 0-2.0%, Sn: 0 to 0.5%, Mg: 0 to 0.01%, Sb: 0 to 0.5%, Zr: 0 to 0.3%, Ta: 0-0.3%, Hf: 0-0.3%, Co: 0-0.3%, Ca: 0-0.01%, REM: 0-0.2%, Ga: 0-0.3%, The remainder: Fe and impurities, The following formula (i) is satisfied, A ferritic stainless steel sheet in which the following formula (i) is

Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０１～０．１０％、Ｓ：０．０００１～０．００５％、Ｎ：０．０２％以下、Ｃｒ：１７．０～２０．０％、Ｃｕ：１．０～１．５％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００５～０．２％、Ｍｏ：０．０２～０．５％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎｉ：０．０１～０．２％、Ｖ：０．０１～０．２％、任意元素、残部：Ｆｅおよび不純物であり、［８６Ｐ＋３３Ｎｂ＋Ｍｏ＋４Ａｌ≧５．０］を満足し、直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率が、２．０％以下である、フェライト系ステンレス鋼板。

Description

フェライト系ステンレス鋼板および排気部品
　本開示は、フェライト系ステンレス鋼板および排気部品に関する。
　近年、耐酸化性、加工性、といった特性が比較的良好で、熱膨張率が小さいフェライト系ステンレス鋼が、自動車用の排気部品素材として注目を集めている。排気部品は、高温までの加熱と、高温からの冷却とに、繰り返し曝される環境で使用される。このため、熱膨張率が大きいと、熱疲労に起因する破壊が生じやすくなる。
　このように、排気部品において熱膨張率が小さいことは、重要な特性である。そして、熱膨張率が小さいフェライト系ステンレス鋼は、排気部品に適している。その一方、フェライト系ステンレス鋼は、高温強度が他の素材と比較して低い場合があり、高温強度を向上させることが求められている。そこで、特許文献１～５に開示されているように、排気部品への適応を想定したフェライト系ステンレス鋼が開発されている。
国際公開第０３／４７１４号 特開２０００－２９７３５５号公報 特開２０００－３０３１４９号公報 特開２００８－１８９９７４号公報 特開２０１０－２４８６２０号公報
　特許文献１～５に開示されたフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｕを含有させることで、高温強度を向上させている。しかしながら、近年、エンジンのダウンサイジング等に起因し、排気ガスの温度も上昇している。このため、さらに高い水準での高温強度が求められている。
　その一方、特許文献１～５に開示されたフェライト系ステンレス鋼は、高温強度の観点から、さらに改善の余地がある。特に、高価なＮｂを多く含有させることで、高温強度を向上させていることから、省合金化の余地がある。また、高温強度を向上させようとすると、加工性が低下する等の問題が生じ、加工性、耐酸化性および高温強度の全ての特性をバランスよく向上させることは、難しいという課題がある。
　以上を踏まえ、本開示は、上記の課題を解決し、優れた加工性、耐酸化性および高温強度を有するフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
　本開示は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス鋼板を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０２％以下、
　Ｓｉ：１．０％以下、
　Ｍｎ：１．０％以下、
　Ｐ：０．０１～０．１０％、
　Ｓ：０．０００１～０．００５％、
　Ｎ：０．０２％以下、
　Ｃｒ：１７．０～２０．０％、
　Ｃｕ：１．０～１．５％、
　Ｔｉ：０．０５～０．３％、
　Ｎｂ：０．００５～０．２％、
　Ｍｏ：０．０２～０．５％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ａｌ：０．００５～０．５％、
　Ｎｉ：０．０１～０．２％、
　Ｖ：０．０１～０．２％、
　Ｗ：０～２．０％、
　Ｓｎ：０～０．５％、
　Ｍｇ：０～０．０１％、
　Ｓｂ：０～０．５％、
　Ｚｒ：０～０．３％、
　Ｔａ：０～０．３％、
　Ｈｆ：０～０．３％、
　Ｃｏ：０～０．３％、
　Ｃａ：０～０．０１％、
　ＲＥＭ：０～０．２％、
　Ｇａ：０～０．３％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式を満足し、
　直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率が、２．０％以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
　８６Ｐ＋３３Ｎｂ＋Ｍｏ＋４Ａｌ≧５．０　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｗ：０．０５～２．０％、
　Ｓｎ：０．０１～０．５％、
　Ｍｇ：０．０００２～０．０１％、
　Ｓｂ：０．０１～０．５％、
　Ｚｒ：０．０１～０．３％、
　Ｔａ：０．０１～０．３％、
　Ｈｆ：０．０１～０．３％、
　Ｃｏ：０．０１～０．３％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．００１～０．２％、および
　Ｇａ：０．０００２～０．３％、
　から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（３）ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（４）ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である、上記（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（５）析出Ｎｂ量が、質量％で、０．１％以下である、上記（１）～（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（６）上記（１）～（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた排気部品。
　（７）上記（５）に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた排気部品。
　本開示によれば、優れた加工性、耐酸化性および高温強度を有するフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
図１は、（ｉ）式左辺値と８５０℃における０．２％耐力との相関を示した図である。
　本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の高温強度を高めるため、８５０℃における同鋼板の化合物の析出挙動を検討した。この結果、以下（ａ）～（ｄ）の知見を得た。
　（ａ）Ｃｕを一定量含有させたフェライト系ステンレス鋼は、高温強度が向上する。これは、ｂｃｃ－Ｃｕ、９Ｒ、ε―ＣｕといったＣｕ粒子が析出するためである。そして、本発明者らは、Ｃｕ粒子の析出とＣｒ含有量との間に相関性があることを見出した。例えば、１４％のＣｒを含むフェライト系ステンレス鋼では、８５０℃においてＣｕ粒子の析出は生じなかった。その一方、１７％以上のＣｒを含むフェライト系ステンレス鋼では、８５０℃においてＣｕ粒子が析出し、高温強度が向上した。これは、Ｃｒ含有量の増加に伴い、Ｃｕの活量が増加したためと考えられる。
　（ｂ）Ｐ、Ｎｂ、ＭｏおよびＡｌは、強度を高める元素であるが、Ｃｕとの間で相互作用を生じて、高温強度に影響を与えることも、本発明者らは明らかにした。高温強度は、Ｃｕ粒子の析出強化と、Ｐ、Ｎｂ、ＭｏおよびＡｌによる固溶強化と、Ｐ化合物およびＬａｖｅｓ相の形成とから影響を受ける。このため、これら強化機構のバランスを最適化するのが有効である。
　（ｃ）Ｃｕ粒子の組成は、ほぼ１００％Ｃｕである。このため、Ｃｕ粒子が核生成および析出するためには、Ｃｕが十分拡散する必要がある。また、Ｐ化合物およびＬａｖｅｓ相は、Ｃｕ粒子と競合して析出する。従って、使用環境で、Ｃｕ粒子の析出が遅延すると析出強化が不十分となる。
　一方、Ｃｕ粒子の析出が速すぎても、Ｃｕ粒子の成長および粗大化が生じて析出強化が不十分となる。以上を踏まえ、Ｃｕ粒子の析出強化を最大限に発揮させ、かつ、Ｐ、Ｎｂ、ＭｏおよびＡｌの含有量を制御することが有効である。この結果、排気ガス温度が８５０℃に到達するような高温域でも排気部品に適用可能なフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
　（ｄ）また、Ｔｉを含有させることも有効である。Ｔｉは、Ｎｂとともに複合的に含有させることで、高温強度を向上させる効果を有するからである。その一方、Ｔｉは、ＴｉＮを形成する。このＴｉＮは、角ばった形状であることが多い。このような角ばった形状の粗大なＴｉＮが形成すると、高温での疲労特性が低下する。このため、形成したＴｉＮの最大長さを１５μｍ以下とするのが好ましい。
　本開示の一実施形態は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０２％以下
　Ｃは、常温延性を低下させ、加工性を低下させる。また、耐食性の他、高温強度および耐酸化性も低下させる。加えて、微細なＣｕ粒子が析出しやすくさせる場合がある。このため、Ｃ含有量は、０．０２％以下とする。Ｃ含有量は、０．０１％以下とするのが好ましく、０．００９％以下とするのがより好ましい。Ｃは、極力低減するのが望ましいが、Ｃの過剰な低減は、精錬コストを増加させる。このため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
　Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として使用される元素である。また、Ｓｉは、高温強度と耐酸化性とを向上させる元素である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．８％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのが好ましく、０．４％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．１％超とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。ここで、酸洗性および靭性を考慮すると、Ｓｉ含有量は、０．２～０．４％の範囲とするのが好ましい。
　Ｍｎ：１．０％以下
　Ｍｎは、脱酸剤として使用される元素である。また、Ｍｎは、中温域で高温強度を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、高温でＭｎ系酸化物が表層で形成し、スケール密着性および異常酸化が生じ易くなる。この結果、耐酸化性が低下する。また、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性も低下する。このため、Ｍｎ含有量は、１．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、０．８％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましく、０．４％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｎ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。鋼板製造における酸洗性および常温延性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．０５～０．４％の範囲とするのが好ましい。
　Ｐ：０．０１～０．１０％
　Ｐは、固溶強化により、強度を向上させる効果を有する。また、Ｐは、ＦｅＰ、ＦｅＴｉＰおよびＦｅＮｂＰといったＰ化合物を形成させることで、鋼板を析出強化させ、強度を向上させる効果を有する。また、Ｐを低減しようとすると、Ｐ含有量が少ない原料を使用する必要が生じる。このため、Ｐ含有量は、０．０１％以上とする。Ｐ含有量は、０．０２％以上とするのが好ましく、０．０３％以上とするのがさらに好ましい。
　しかしながら、Ｐを過剰に含有させると、著しく硬質化して、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下するとともに、耐酸化性も低下する。その他、耐食性、靭性および酸洗性が低下する場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．１０％以下とする。Ｐ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０６％以下とするのがより好ましい。溶接性と製造コストとを考慮すると、Ｐ含有量は、０．０２～０．０６％の範囲とするのが好ましい。
　Ｓ：０．０００１～０．００５％
　Ｓは、耐酸化性および常温延性を低下させる。また、耐食性を低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００５％以下とする。Ｓ含有量は、０．００３％以下とするのが好ましい。Ｓ含有量は、極力低減するのが好ましいが、過剰に低減すると、精錬コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は、０．０００５％以上とするのが好ましい。溶接性および製造コストを考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５～０．００３％の範囲とするのが好ましい。
　Ｎ：０．０２％以下
　Ｎは、Ｃと同様、常温延性を低下させる。特に、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、加工性が低下する。また、高温強度と耐酸化性とを低下させる他、耐食性を低下させる場合がある。このため、Ｎ含有量は、０．０２％以下とする。Ｎ含有量は、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１％以下とするのがより好ましい。Ｎ含有量は、極力低減するのが好ましいが、Ｎを過剰に低減すると、精錬コストが増加する。このため、Ｎ含有量は、０．００３％以上とするのが好ましい。
　Ｃｒ：１７．０～２０．０％
　Ｃｒは、本実施形態の鋼板において、耐酸化性および耐食性を確保するのために必要な元素である。本開示では、Ｃｒ含有量が増加すると、Ｃｕによる析出強化が高温で発現し易くなることを新たに明らかにした。Ｃｒ含有量の増加に起因し、Ｃｕ粒子の析出駆動力が増加する。そして、析出したＣｕ粒子周辺にＣｒの濃化領域が生じることでＣｕ粒子の成長が遅れると考えられる。この結果、析出強化が高温で発現しやすくなる。本実施形態の鋼板は、８５０℃以上の温度で使用されることを主に想定しており、この温度域でのＣｕ粒子の析出を考慮し、Ｃｒ含有量は、１７．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、１７．２％以上とするのが好ましい。
　しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、耐酸化性が低下する。また、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下する結果、加工性が低下する。さらに、靭性が低下する場合がある。このため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１９．０％以下とするのが好ましい。なお、製造性およびスケール剥離性を考慮すると、Ｃｒ含有量は、１７．０～１８．０％の範囲とするのが好ましい。
　Ｃｕ：１．０～１．５％
　Ｃｕは、Ｃｕ粒子による析出強化により、高温強度を向上させる効果を有する。上述したように、本開示では、Ｃｒ含有量が１７．０％以上の場合において、高温で、Ｃｕの析出が促進される知見を見出している。上述したＣｒ含有量と合せ、８５０℃以上の高温で安定的に、Ｃｕ粒子の析出強化を作用させるために、Ｃｕ含有量は、１．０％以上とする。Ｃｕ含有量は、１．１％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、加工性が著しく低下する。このため、Ｃｕ含有量は、１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は、１．４％以下とするのが好ましく、１．３％以下とするのがより好ましい。また、高温疲労特性、製造性および溶接性を考慮すると、Ｃｕ含有量は、１．１～１．４％の範囲とするのが好ましい。さらに、酸洗性を考慮すると、Ｃｕ含有量は、１．１～１．３％の範囲とするのが好ましい。
　Ｔｉ：０．０５～０．３％
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、およびＳと結合して、耐食性および耐粒界腐食性を向上させる効果を有する。また、Ｔｉは、常温延性および深絞り性を向上させる効果を有する。特に、Ｔｉ系化合物である、ＦｅＴｉＰを析出させることで、常温加工性を向上させる効果を得られる。このため、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上とする。Ｔｉ含有量は、０．１％以上とするのが好ましい。
　しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、固溶Ｔｉ量が過剰に増加し、却って、常温延性が低下する他、穴拡げ加工時に割れの起点となる粗大なＴｉ系析出物を形成する。この結果、プレス加工性が低下する。また、耐酸化性も低下する場合がある。このため、Ｔｉ含有量は、０．３％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．２５％以下とするのが好ましく、０．２％以下とするのがより好ましい。表面疵の発生および靭性を考慮すると、Ｔｉ含有量は、０．０５～０．２％の範囲とするのが好ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．２％
　Ｎｂは、固溶強化する効果を有する。また、Ｎｂは、析出物を微細化することでも強化を生じる。これらの強化機構により、高温強度が向上する。加えて、Ｎｂは、Ｃ、Ｎを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性を向上させるとともに、ｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する。このため、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とする。Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．１％以上とするのがより好ましい。上述したように、本実施形態の鋼板では、Ｐ、Ｍｏ、Ａｌ等の高温強化元素とともにＮｂを活用するが、Ｎｂは高価な元素でもある。このため、Ｎｂを過剰に含有させると、合金コストを増加させる。また、再結晶温度を上昇させるため、製造コストも増加させる。従って、Ｎｂ含有量は、０．２％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．１８％以下とするのが好ましい。なお、靭性、溶接部の粒界腐食性を考慮すると、Ｎｂ含有量は、０．１～０．２％の範囲とするのが好ましい。
　Ｍｏ：０．０２～０．５％
　Ｍｏも、Ｎｂと同様、Ｐ、Ｎｂ、Ａｌ等の高温強化元素とともに活用し、高温強度を向上させる効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０２％以上とする。Ｍｏ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましく、０．１％以上とするのがより好ましく、０．１５％以上とするのがさらに好ましい。しかしながら、Ｍｏは、高価な元素であることから、他元素の効果も考慮し、Ｍｏ含有量は、０．５％以下とする。Ｍｏ含有量は、０．４％以下とするのが好ましく、０．３％以下とするのがより好ましい。なお、耐酸化性、加工性、製造性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．１～０．３％の範囲とするのが好ましく、さらに、耐食性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．１５～０．３％の範囲とするのが好ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％
　Ｂは、プレス加工時において、二次加工性を向上させる元素である。また、本実施形態の鋼板では、Ｐ化合物を活用して常温加工性と高温強度とを向上させる。この際、Ｂを含有させることで、高温環境下におけるＰ化合物の粗大化が抑制される。この結果、高温環境下での使用において、強度安定性が向上する。
　これは、冷延板焼鈍工程で再結晶処理時にＢが結晶粒界に偏析し、その後、高温に曝された際に、上述したＣｕ析出物が粒界に析出し難くなるためである。この結果、Ｂは、Ｃｕ析出物を粒内に微細に析出させる効果を有する。加えて、析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下の抑制および熱疲労寿命を向上させる。このため、Ｂ含有量は、０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、鋼板が硬質化する。特に、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下する。また、耐酸化性が低下する。その他、粒界腐食性が低下したり、溶接割れが生じる場合がある。このため、Ｂ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は、０．００１５％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。なお、耐食性および製造コストを考慮すると、Ｂ含有量は、０．０００２～０．００１０％の範囲とするのが好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．５％
　Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。そして、本実施形態の鋼板では、Ｐ、Ｎｂ、Ｍｏ等の高温強化元素とともにＡｌを活用する。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性を低下させる他、溶接性が低下する。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。Ａｌ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。なお、耐酸化性、加工性、および表面疵を考慮する場合は、Ａｌ含有量は、０．０１～０．１％の範囲とするのが好ましい。
　Ｎｉ：０．０１～０．２％
　Ｎｉは、靭性を向上させる元素である。このため、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｉを過剰に含有させると、耐酸化性を低下させる他、合金コストが増加する。また、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は、０．２％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．１５％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。なお、製造性および耐酸化性を考慮すると、Ｎｉ含有量は、０．０５～０．１％の範囲とするのが好ましい。
　Ｖ：０．０１～０．２％
　Ｖは、ＶＣを生成して、高温強度を向上させる効果を有する。また、耐食性を向上させる効果も有する。このため、Ｖ含有量は、０．０１％以上とする。Ｖ含有量は、０．０２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、微細なＣｕ粒子が多量に析出しやすくなる場合があり、常温延性が低下する他、原料コストが増加する。このため、Ｖ含有量は、０．２％以下とする。Ｖ含有量は、０．１５％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。なお、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．０５～０．１％の範囲とするのが好ましい。
　上記の元素に加えて、さらに、Ｗ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＧａから選択される一種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
　Ｗ：０～２．０％
　Ｗも、Ｍｏ同様、固溶強化させる効果を有する。また、Ｗは、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ２Ｗ）を生成して、析出強化させる効果も有する。特に、Ｎｂ、Ｍｏと複合的に含有させた場合、Ｆｅ２（Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ）のＬａｖｅｓ相を生成する。そして、Ｗを含有させると、このＬａｖｅｓ相の粗大化が抑制されて、析出強化能が向上する。なお、上述したＦｅＰ系の析出物との共存によって、上記Ｌａｖｅｓ相が微細になる傾向がある。このため、必要に応じて含有させてもよい。
　しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、常温延性が低下するとともに、合金コストも増加する。このため、Ｗ含有量は、２．０％以下とする。Ｗ含有量は、１．８％以下とするのが好ましく、１．５％以下とするのがより好ましく、１．０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．０５％以上とするのが好ましく、０．１％以上とするのがより好ましく、０．２％以上とするのがさらに好ましい。なお、製造性、低温靭性および耐酸化性を考慮すると、Ｗ含有量は、０．２～１．５％の範囲とするのが好ましい。
　Ｓｎ：０～０．５％
　Ｓｎは、耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｓｎは、中温域の高温強度を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、製造性が著しく低下するため、Ｓｎ含有量は、０．５％以下とする。Ｓｎ含有量は、０．３％以下とするのが好ましく、０．２％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。なお、耐酸化性および製造性を考慮する場合、Ｓｎ含有量は、０．０５～０．２％の範囲とするのが好ましい。
　Ｍｇ：０～０．０１％
　Ｍｇは、脱酸元素であり、スラブの組織を微細化させ、加工性および靭性を向上させる効果も有する。特に、Ｍｇを含むＭｇ酸化物は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）およびＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、溶接性および耐食性を低下させる。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は、０．００１％以下とするのが好ましく、０．０００８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。なお、精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は、０．０００３～０．００１％の範囲とするのが好ましい。
　Ｓｂ：０～０．５％
　Ｓｂは、耐食性および高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂを過剰に含有させると、鋼板製造時のスラブ割れおよび延性の低下が生じやすくなる。このため、Ｓｂ含有量は、０．５％以下とする。Ｓｂ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、０．１５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｓｂ含有量は、０．０１～０．１５％の範囲とするのが好ましい。
　Ｚｒ：０～０．３％
　Ｚｒは、ＴｉおよびＮｂ同様、炭窒化物を形成する元素であり、耐食性および深絞り性の向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、製造性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は、０．３％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．２％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。なお、コスト、表面品位、および耐酸化性を考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．１～０．３％の範囲とするのが好ましい。
　Ｔａ：０～０．３％
　Ｈｆ：０～０．３％
　Ｔａは、Ｃ、Ｎと結合して、靭性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを過剰に含有させると、合金コストが増加する他、製造性が著しく低下する。このため、Ｔａ含有量は、０．３％以下とする。Ｔａ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、０．０８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａ含有量は、０．０１～０．０８％の範囲とするのが好ましい。
　Ｈｆも、Ｔａと同様、ＣおよびＮと結合して、靭性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを過剰に含有させると、合金コストが増加する他、製造性が著しく低下する。このため、Ｈｆ含有量は、０．３％以下とする。Ｈｆ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、０．０８％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｈｆ含有量は、０．０１～０．０８％の範囲とするのが好ましい。
　Ｃｏ：０～０．３％
　Ｃｏは、高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、合金コストが増加する。このため、Ｃｏ含有量は、０．３％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．２％以下とするのが好ましく、０．１％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．０１～０．１％の範囲とするのが好ましい。
　Ｃａ：０～０．０１％
　Ｃａは、脱硫効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性が低下する。このため、Ｃａ含有量は、０．０１％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００５０％以下とするのが好ましく、０．００２０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましく、０．０００３％以上とするのがより好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３～０．００２０％の範囲とするのが好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．２％
　ＲＥＭは、種々の析出物の微細化により靭性および耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、鋳造性が著しく低下する他、延性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．２％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．１％以下とするのが好ましく、０．０５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００１～０．０５％の範囲とするのが好ましい。
　ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加されることが多い。
　Ｇａ：０～０．３％
　Ｇａは、耐食性を向上させる効果を有する。また、水素脆化を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、合金コストが増加する。このため、Ｇａ含有量は、０．３％以下とする。Ｇａ含有量は、０．１％以下とするのが好ましい。さらに、製造性およびコストの観点ならびに、延性および靭性の観点から、０．００２０％以下が好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
　本実施形態の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、フェライト系ステンレス鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態の鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物としては、例えば、Ｂｉ、Ａｓ、Ｐｂ等が考えられる。
　また、本実施形態の鋼板の化学組成において、下記（ｉ）式を満足する必要がある。
　８６Ｐ＋３３Ｎｂ＋Ｍｏ＋４Ａｌ≧５．０　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　図１は、（ｉ）式左辺値と８５０℃での０．２％耐力との相関を示した図である。図１の測定において、１７．５％Ｃｒ－０．００５％Ｃ－０．２％Ｓｉ－０．３％Ｍｎ－１．２％Ｃｕ－０．１５％Ｔｉ－０．０１％Ｎの化学組成である冷延板を用いた。この冷延板において、（ｉ）式左辺値を構成する元素のＰ、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＡｌの含有量を調整することで、（ｉ）式左辺値の値を制御した。なお、８５０℃での０．２％耐力は、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７：２０２０に準拠した高温引張試験で測定した。また、試験に用いた試験片は、圧延方向を引張方向とした。
　図１より、（ｉ）式左辺値が５．０以上であるとき、８５０℃における０．２％耐力が２０ＭＰａ以上となった。これは、Ｎｂを０．４％以上含有した、Ｔｙｐｅ４２９（１４％Ｃｒ－１％Ｓｉ－０．４％Ｎｂ）およびＴｙｐｅ４４１（１７％Ｃｒ－０．２％Ｔｉ－０．４％Ｎｂ）と同等の良好な高温強度であったことを示している。
　このように、高温強度が向上した理由として以下のものが考えられる。高温強度は、高温環境で析出するＣｕ粒子の析出強化と、上記元素の固溶強化と、Ｐ化合物およびＬａｖｅｓ相の形成のバランスとに影響を受ける。そこで、本発明者らは、Ｐ、Ｎｂ、Ｍｏ、およびＡｌの含有量を最適化し、高温強度を高めることができることを明らかにした。
　（ｉ）式左辺値が、５．０以上である場合に、Ｎｂ含有量を低減しつつも、高温強度を良好にすることができる。このため、（ｉ）式左辺値は、５．０以上とする。ここで、８５０℃における０．２％耐力が３０ＭＰａ以上を達成するためには、（ｉ）式左辺値は、８．０以上とするのが好ましい。なお、（ｉ）式左辺値の上限は、特に限定されないが、１０．０を超えると、０．２％耐力の向上効果が薄れるため、１０．０とするのが好ましい。
　２．金属組織
　２－１．Ｃｕ粒子
　本実施形態の鋼板では、形成したＣｕ粒子の大きさを制限する。Ｃｕ粒子とは、ｂｃｃ－Ｃｕ、９Ｒ、ε―Ｃｕといった、Ｃｕを主とした析出物のことである。Ｃｕ粒子は、３５０～８００℃の温度で析出し、高温強度を向上させる効果を有する。しかしながら、常温において、微細かつ多量にＣｕ粒子が析出していると、常温延性が低下する結果、加工性を低下させる。このため、常温においては、微細かつ多量にＣｕ粒子が析出するのを抑制し、母相に固溶した固溶Ｃｕの状態にしておくのが望ましい。そして、使用環境の高温において、Ｃｕ粒子が析出し、高温強度が向上する様、制御するのが好ましい。
　そこで、直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率（以下、「微細Ｃｕ粒子面積率」と記載する。）は、２．０％以下とする。微細Ｃｕ粒子面積率は、１．５％以下とするのが好ましく、１．０％以下とするのがより好ましく、０．７％以下とするのがさらに好ましい。直径が２０ｎｍを超えるＣｕ粒子である場合、比較的粗大であることから、常温延性、および高温強度に悪影響を与えることが少ないからである。微細Ｃｕ粒子面積率は、可能な限り低減するのが望ましく、０％であるのが最も好ましい。なお、上記Ｃｕ粒子は、１ｎｍ以上のものをＣｕ粒子と判断する。
　ここで、微細Ｃｕ粒子面積率の測定方法について、説明する。電解研磨法により薄膜サンプルを作成後に、透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」とも記載する。）にて１０万倍の倍率で撮影する。画像解析ソフト（例えば、ＩｍａｇｅＪ）にて円相当直径に換算して２０ｎｍ以下のＣｕ粒子を探し面積率を求める。この処理を１０視野行い、直径２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の総面積を、総観察面積で除して、面積率とする。なお、Ｃｕ粒子の判別方法は、析出物と推定される画像をＴＥＭ－ＥＤＳにて点分析を行い、鋼の含有量以上のＣｕが検出された場合に、Ｃｕ粒子と判定する。また、観察用のサンプルは、観察面が圧延方向に平行でかつ板厚方向と平行な断面（以下、単に「Ｌ断面」ともいう。）となるよう鋼板の板幅の中央から１／４幅の位置でかつ、板厚の中心～１／８の箇所から採取する。
　２－２．ＴｉＮの最大長さ
　鋼板にＴｉを含有させることで、高温強度を向上させることができるが、その一方、粗大なＴｉＮが形成し、高温疲労特性が低下することがある。そこで、本実施形態の鋼板では、ＴｉＮの最大長さを１５μｍ以下とするのが好ましい。ＴｉＮの最大長さが１５μｍ超であると、高温における疲労特性が低下するからである。このため、ＴｉＮの最大長さは、１５μｍ以下とし、１０μｍ以下とするのが好ましい。なお、上記ＴｉＮの最大長さの下限は、特に、限定されないが、通常の精錬等では、１．０μｍとなることが多い。
　ここで、上記ＴｉＮの最大長さの測定方法について、説明する。Ｌ断面が、観察面となるよう、サンプルを採取する。なお、Ｌ断面については、後述するように板厚１／８位置が中央となり、板幅方向で、１／４～１／２位置、とするのが好ましい。続いて、得られたサンプルを、観察面を上にして、熱硬化樹脂に埋め込む。機械研磨にて、観察面を鏡面研磨したものを走査型電子顕微鏡（以下、単に「ＳＥＭ」とも記載する。）で観察して計測する。
　ＳＥＭ／ＥＤＳ分析において分析元素をＴｉ、Ｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂとし、これらの合計を１００原子％とした場合に、Ｔｉを４０原子％以上含み、略多角形状の介在物をＴｉＮと定義する。ＴｉＮの長軸の長さを最大長さとし、画像から計測する。なお、ＴｉＮの長軸の長さは、ＴｉＮの外周上の二点を結び最長となる長さと定義し、通常、略各角部を対角線に結んだときの直線の長さとなる。測定範囲は、板厚の１／８位置を中心とした１０個の測定視野を設定する。各測定視野の大きさは、圧延方向０．２５ｍｍ×板厚方向０．２０ｍｍの範囲とし、各視野の板厚方向の中心位置を板厚の１／８位置に合致させる。また、測定するＴｉＮの個数は、１０視野合計で５０個以上とする。測定した全てのＴｉＮの長軸の長さのうち、最大値を求め、これをＴｉＮの最大長さとする。
　３．析出Ｎｂ量
　本実施形態の鋼板においては、後述するように、その用途から、靭性を向上させるのが望ましい。そして、靭性を向上させるためには、析出物であるＬａｖｅｓ相の形成を一定の範囲に抑制するのが好ましい。Ｌａｖｅｓ相が多量に形成すると、これを起点として脆性破壊が生じやすくなる結果、靭性が低下しやすくなる。
　なお、Ｌａｖｅｓ相の析出量については、電解抽出残渣法で析出Ｎｂ量を測定することで、確認できる。具体的には、析出Ｎｂ量は、質量％で、０．１％以下とするのが好ましい。なお、靭性に加え、高温強度等の他特性の観点から、析出Ｎｂ量は、質量％で、０．０５％以下にするのがより好ましい。
　上述したように、析出Ｎｂ量を０．１％以下とすることで、例えば、自動車の排気系部品に使用される２ｍｍ厚の鋼板において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に記載されいているようなＶノッチシャルピー衝撃試験を行った場合に、延性・脆性遷移温度が－４０℃以下となるような良好な靭性の鋼板を得ることができる。なお、延性・脆性遷移温度とは、シャルピー衝撃試験後の破面において脆性破面が５０％となる温度とである。
　析出Ｎｂ量については、電解抽出残渣法を用い、以下の手順で測定するのがよい。具体的には、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールを用いて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流値で試料を約０．４ｇ電解する。その後、その電解された試料の溶液を０．２μｍのフィルターでろ過した後、残渣を酸分解する。そして、ＩＣＰ発光分光分析装置で、電解抽出残渣として分析されるＮｂ量（質量％）を析出Ｎｂ量として算出する。
　４．用途
　本実施形態の鋼板は、自動車または自動二輪車の排気部品の用途で使用されるのが好ましい。例えば、排気部品の一例として、エキゾーストマニホールド、触媒コンバーターケース、ＥＧＲクーラーケース、排熱回収機、ＤＰＦ、ＧＰＦ、センターパイプ、マフラー、ブランジ、マフラーハンガー、ターボチャージャーの外枠を構成するハウジング、ノズルベーン式ターボチャージャー内部の精密部品（例えば、バックプレート、オイルディフレクター、コンプレッサーホイール、ノズルマウント、ノズルプレート、ノズルベーン、ドライブリング、ドライブレバーと呼ばれるもの）等が挙げられる。これらは、エンジン搭載車に限定されず、電気自動車、燃料電池車の排気部品であってもよい。
　なお、上記用途に使用するため、板厚は、０．５～３．０ｍｍの範囲とするのが好ましい。
　５．製造方法
　本実施形態の鋼板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態の鋼板は以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
　（溶製工程）
　上記の化学組成を有する鋼を電気炉溶製または転炉で溶製し、続いて２次精錬を行う。なお、溶製時に、Ａｌ系介在物であるＡｌ２Ｏ３と、ＭｇＯ系介在物であるＭｇＯとの比（Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯ）は、１５．０以下とするのが好ましい。ＴｉＮの最大長さを１５μｍ以下とするためである。Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯは、１３．０以下とするのがより好ましい。なお、Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯを１５．０以下とするためには、スラグの組成を制御して、スラグ中のＭｇＯおよびＡｌ２Ｏ３の活量を調整すればよい。
　溶製した鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造など）に従ってスラブとする。連続鋳造時に介在物の過度な混入を避け、ＴｉＮ晶出の核生成サイトを減少させるために、連続鋳造前に沈静時間を１分間以上、好ましくは５分間以上設けるとよい。この結果、ＴｉＮの最大長さを１５μｍ以下としやすくなる。
　（熱間圧延工程）
　続いて、得られたスラブを熱間圧延し、所定の板厚の熱延板を製造する。スラブの加熱温度は、特に限定されないが、通常、１１８０～１２５０℃の範囲とするのが好ましい。熱間圧延は、連続圧延とするのが好ましく、複数スタンドからなる熱間圧延機で圧延される。その後、コイル状に巻取られる。巻取温度は、特に、限定されないが、組織微細化の観点からは３００～７５０℃が好ましい。なお、熱間圧延され、コイルに巻取られた後、必要に応じて、熱延板焼鈍を行ってもよい。また、焼鈍後、必要に応じて、酸洗を行ってもよい。
　（冷間圧延工程）
　上記熱延板を冷間圧延し、冷延板を製造する。冷間圧延では、通常、タンデム式圧延機またはゼンジミア式圧延機を用いる。冷間圧延の際の、圧下率は、特に、限定されない。所望する板厚に応じて、適宜、調整すればよい。
　（冷延板焼鈍）
　製造した冷延板を焼鈍する。冷延板の焼鈍は、再結晶組織を得るために行う。本実施形態の鋼板の化学組成において、再結晶温度は、およそ、８７０～１０００℃の範囲である。このため、上記温度範囲に焼鈍温度を設定する。すなわち、焼鈍温度を８７０～１０００℃の範囲とし、保持する。
　焼鈍温度が８７０℃未満であると、回復、再結晶が十分進行せず、再結晶組織を得ることができない。このため、焼鈍温度は、８７０℃以上とするのが好ましく、９００℃以上とするのがより好ましい。一方、焼鈍温度が１０００℃未満であると、結晶粒が粗大化する他、焼鈍に必要なエネルギーが大きくなり、製造コストが増加する。このため、焼鈍温度は、１０００℃以下とするのが好ましく、９５０℃以下とするのがより好ましい。
　なお、上記冷延板の焼鈍の際の焼鈍時間は、特に限定されないが、十分、再結晶を促進することと、製造コストを鑑みて、１～１２０ｓの範囲とするのが好ましい。焼鈍温度で、上記焼鈍時間、保持した後、冷却する。再結晶組織を得るために、８７０～１０００℃の温度範囲で、保持する必要があるが、この温度域から冷却する際に、微細なＣｕ粒子が多量に析出してしまうことがある。これは、常温延性の観点から望ましくない。このため、以下のような二段階の冷却を行う。
　具体的には、焼鈍温度から８５０℃までを、平均冷却速度が５．０℃／ｓ以下で冷却するのが好ましい。なお、冷却の際の、焼鈍温度から８５０℃までの温度域を第一冷却領域と呼ぶ。この第一冷却領域における平均冷却速度を５．０℃／ｓ以下とすることで、母相のフェライト相の再結晶を促進させるとともに、加工性向上に有効な集合組織の発達を促進させる。なお、第一冷却領域における平均冷却速度が５．０℃／ｓを超えた場合、例えば、常温での破断伸びが３０％未満になる場合がある。第一冷却領域で冷却する際、Ｃｕ粒子が析出することがあるが、比較的粗大で、加工性および耐力への影響も少ない。従って、第一冷却領域においては、主として再結晶を促進させることが重要である。上記第一冷却領域における平均冷却速度は、４．０℃／ｓ以下とするのがより好ましい。
　なお、靭性の観点から、上記第一冷却領域における平均冷却速度は、１．５℃／ｓ以上とするのが好ましい。上記第一冷却領域における平均冷却速度が１．５℃／ｓ未満と遅い場合は、析出Ｎｂ量が０．１％超（質量％）となり、冷却過程で粗大な金属間化合物であるＬａｖｅｓ相が多量に析出する。この結果、このＬａｖｅｓ相を起点として脆性破壊が生じやすくなり、靭性を向上させにくくなる。すなわち、Ｖノッチシャルピー衝撃試験の延性・脆性遷移温度が－４０℃超となる。
　その後、８５０～３５０℃までを、平均冷却速度を５．０℃／ｓ超で、冷却するのが好ましい。なお、冷却の際の、８５０℃から３５０℃までの温度域を第二冷却領域と呼ぶ。第二冷却領域において、冷却速度を５．０℃／ｓ超とすることで、微細なＣｕ粒子が多量に析出するのを抑制する。
　後の工程の酸洗性および板形状を考慮すると、上記第二冷却領域における平均冷却速度は、８．０℃／ｓ以上とするのが好ましい。低耐力化の観点からは、１０℃／ｓ以上とするのが好ましい。なお、上記第二冷却領域における平均冷却速度の上限は、特に、限定されないが、通常、５０℃／ｓとなる。また、板形状であることを踏まえると、上記平均冷却速度の上限は、２５℃／ｓであるのがより好ましい。
　このように第一冷却領域および第二冷却領域の平均冷却速度を制御することで、微細なＣｕ粒子が多量に析出することを抑制することができる。すなわち、直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率を、２．０％以下とすることができる。なお、微細Ｃｕ粒子面積率を１．０％以下にしたい場合には、第二冷却速度における冷却速度を７．０℃／ｓ以上とするのが好ましい。
　冷延板の焼鈍雰囲気は、適宜、必要に応じた選択をすればよい。また、焼鈍後に調質圧延、テンションレベラー等を行ってもよい。焼鈍、冷却等の後、酸洗を行う。酸洗の条件は、常法に従えばよい。得られた冷延鋼板を常法に従い、排気部品にすればよい。
　以下、実施例によって、本実施形態の鋼板をより具体的に説明するが、本実施形態はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１および表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブを鋳造した。なお、溶製の際、Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯは、１５．０以下とした。また、鋳造前の沈静時間を１分間以上設けた。得られたスラブを１２５０℃で加熱し、熱間圧延して、５ｍｍ厚の熱延板とし、４５０℃で巻取った。その後、上記コイルを酸洗した後に２ｍｍまで冷間圧延し、冷延板とした。上記冷延板を９２０℃の温度で、１２０ｓ保持し、その後、冷却することで焼鈍した。焼鈍温度での保持後の冷却の際、９２０～８５０℃までの温度域の冷却速度を５．０℃／ｓ、８５０～３５０℃までの温度域の冷却速度を８．０℃／ｓとした。焼鈍後、酸洗を行い、製品板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記製品板（冷延板）について、以下の手順で、微細Ｃｕ粒子面積率、高温強度、耐酸化性および加工性について、調べた。
　（微細Ｃｕ粒子面積率）
　電解研磨法により薄膜サンプルを作成後に、透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」とも記載する。）にて１０万倍の倍率で撮影する。続いて、撮影した画像を画像解析ソフト（例えば、ＩｍａｇｅＪ）にて円相当直径に換算して２０ｎｍ以下のＣｕ粒子を探し面積率を求める。これを１０視野、観察して直径２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の総面積を、総観察面積で除して、面積率とした。なお、Ｃｕ粒子の判別方法は、析出物と推定される画像をＴＥＭ－ＥＤＳにて点分析を行い、鋼の含有量以上のＣｕが検出された場合に、Ｃｕ粒子と判定した。また、観察面をＬ断面とし、観察用のサンプルは、鋼板の板幅中央～１／４幅の位置でかつ、板厚の１／４～１／２位置から採取した。
　（高温強度）
　高温強度は、８５０℃における０．２％耐力で、評価した。０．２％耐力は、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７：２０２０に準拠し、８５０℃高温引張試験で測定した。また、用いた試験片は、鋼板の板幅中央から採取した。試験片の形状は、標点間距離を３５ｍｍとした。試験では、試験片の圧延方向を引張方向とした。８５０℃における０．２％耐力が２０ＭＰａ以上である場合を高温強度が良好であるとし、良と記載し、８５０℃における０．２％耐力が３０ＭＰａ以上である場合を高温強度が良好であるとし、優と記載した。一方、８５０℃における０．２％耐力が２０ＭＰａ未満の場合は、高温強度が不良であるとし、不良と記載した。
　（耐酸化性）
　耐酸化性は、連続酸化試験を行うことで、評価した。具体的には、大気中で、９５０℃、２００ｈ保持する連続酸化試験を行った。なお、連続酸化試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２８１：１９９３に準拠して行った。連続酸化試験で、スケール剥離または異常酸化が生じなかったものを、耐酸化性が良好であるとし、良と記載した。一方、連続酸化試験で、スケール剥離または異常酸化が生じたものを、耐酸化性が不良であるとし、不良と記載した。なお、試験片は、鋼板の板幅中央付近から採取した。
　（加工性）
　加工性は、常温延性で評価した。常温延性は、常温で引張試験を行い、測定した。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して行った。引張試験では、鋼板の板幅中央付近から圧延方向と引張方向が平行になる様、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製し、使用した。引張試験の結果、破断伸びが３０％以上のものを、常温延性が良好であるとし、良と記載した。一方、破断伸びが３０％未満であるものを、常温延性が不良であるとし、不良と記載した。以下、結果を纏めて、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本実施形態の要件を満足するＡ１～Ａ２２は、良好な高温強度、耐酸化性および加工性を示した。その一方、本実施形態の要件を満足しないＢ１～Ｂ１９は、高温強度、耐酸化性、加工性のうち、少なくとも一つが劣る結果を示した。
　表１のＮｏ．Ａ１の組成の鋼について、実施例１と同様の手順で、冷間圧延まで行い、表４に示すように、冷延板の焼鈍温度および冷却速度を変化させて、酸洗し、製品板の冷延板を製造した。なお、焼鈍の際の保持時間は、実施例１と同様とした。製品板（冷延板）について、以下の手順で、析出Ｎｂ量および延性・脆性遷移温度を算出するとともに、実施例１と同様の手順で、微細Ｃｕ粒子面積率、高温強度、耐酸化性、加工性、を調べた。また、実施例３と同様の手順で、本発明例のＴｉＮの長さを測定し、その最大長さが全て、１５μｍ以下であったことを確認した。
　（析出Ｎｂ量）
　析出Ｎｂ量については、以下の手順で測定した。具体的には、１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノールを用いて、２０ｍＡ／ｃｍ２の電流値で、各鋼板から切り出した試料を約０．４ｇ電解した。その後、その電解された試料の溶液を０．２μｍのフィルターでろ過した後、残渣を酸分解した。そして、ＩＣＰ発光分光分析装置で電解抽出残渣として分析されるＮｂ量（質量％）を析出Ｎｂ量として算出した。
　（延性・脆性遷移温度）
　得られた鋼板から、シャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に記載されいているようなＶノッチシャルピー衝撃試験を行い、延性・脆性遷移温度を測定した。シャルピー試験片は、鋼板の圧延方向が試験片の長手方向に、圧延方向に対して垂直の方向が幅方向となるように採取し、５５ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの大きさのサイズとし、Ｖノッチを圧延方向に対して垂直の方向に導入したものを使用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　微細Ｃｕ粒子面積率が本実施形態の好ましい範囲を満足する場合、高温強度が向上した。なお、Ｃ７およびＣ８は、本実施形態の好ましい製造条件を満足せず、微細Ｃｕ粒子面積率の規定を満足しなかったため、加工性が低下した。Ｃ９は、本発明例であるものの焼鈍温度から８５０℃までの平均冷却速度がやや遅かったため、延性・脆性遷移温度が高くなり、靭性が低下した。
　表１のＮｏ．Ａ１の組成の鋼を溶製した。溶製の際、Ａｌ２Ｏ３／ＭｇＯを調整し、その後、実施例１と同様の条件で、熱間圧延、巻取り、冷間圧延、冷延板焼鈍、酸洗を行った。この鋼板について、以下に記載の手順で、ＴｉＮの最大長さを測定するとともに、高温疲労特性を調べた。加えて、実施例１と同様の手順で、微細Ｃｕ粒子面積率、高温強度、耐酸化性、および加工性を算出した。なお、実施例３においては、微細Ｃｕ粒子面積率は、全て、２．０％以下であった。また、実施例２と同様の手順で、本発明例の析出Ｎｂ量を測定し、その値が全て、質量％で、０．１％以下であったことを確認した。
　（ＴｉＮの最大長さ）
　Ｌ断面を観察面となるよう、サンプルを採取した。なお、Ｌ断面は、板厚１／８位置が中央となり、板幅方向で、中央～１／４幅の位置、とした。続いて、得られたサンプルを、観察面を上にして、熱硬化樹脂に埋め込んだ。機械研磨にて、観察面を鏡面研磨したものを走査型電子顕微鏡（以下、単に「ＳＥＭ」とも記載する。）で観察して計測した。
　ＳＥＭ／ＥＤＳ分析において分析元素をＴｉ、Ｎ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｂとし、これらの合計を１００原子％とした場合に、Ｔｉを４０原子％以上含み、略多角形状の介在物をＴｉＮと定義した。ＴｉＮの長軸の長さを最大長さとし、画像から計測した。なお、ＴｉＮの長軸の長さは、ＴｉＮの外周上の二点を結び最長となる長さと定義し、通常、略各角部を対角線に結んだときの直線の長さとなる。測定範囲は、板厚の１／８位置を中心とした１０個の測定視野をした。各測定視野の大きさは、圧延方向０．２５ｍｍ×板厚方向０．２０ｍｍの範囲とし、各視野の板厚方向の中心位置を板厚の１／８位置に合致させた。また、測定するＴｉＮの個数は、１０視野合計で５０個以上とした。測定した全てのＴｉＮの長軸の長さのうち、最大値を求め、これをＴｉＮの最大長さとした。
　（高温疲労特性）
　高温疲労特性は、８００℃平面曲げ疲労試験を行うことで、評価した。得られた製品板の板幅中央付近から圧延方向を長手方向と平行となるようにＪＩＳ１号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５：１９７８に準拠して、７本の試験片により試験からＳ－Ｎ曲線を採取して疲労限を求めた。疲労限は１×１０７サイクルで破断しなかった強度と破断した強度のうち最小の強度の平均値と定義し、疲労限が４５ＭＰａ以上の場合を良とし、疲労限が４５ＭＰａ未満の場合を、不良とした。試験温度は８００℃とした。なお、各試験片の採取により生じる影響が出ないよう、７本の試験片は、一定の間隔を明けて試験片を採取した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である場合、高温疲労特性が向上した。なお、ＴｉＮの最大長さが１５μｍを超えるＤ６の例では、高温疲労特性が低下した。
　（付記）
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０２％以下、
　Ｓｉ：１．０％以下、
　Ｍｎ：１．０％以下、
　Ｐ：０．０１～０．１０％、
　Ｓ：０．０００１～０．００５％、
　Ｎ：０．０２％以下、
　Ｃｒ：１７．０～２０．０％、
　Ｃｕ：１．０～１．５％、
　Ｔｉ：０．０５～０．３％、
　Ｎｂ：０．００５～０．２％、
　Ｍｏ：０．０２～０．５％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ａｌ：０．００５～０．５％、
　Ｎｉ：０．０１～０．２％、
　Ｖ：０．０１～０．２％、
　Ｗ：０～２．０％、
　Ｓｎ：０～０．５％、
　Ｍｇ：０～０．０１％、
　Ｓｂ：０～０．５％、
　Ｚｒ：０～０．３％、
　Ｔａ：０～０．３％、
　Ｈｆ：０～０．３％、
　Ｃｏ：０～０．３％、
　Ｃａ：０～０．０１％、
　ＲＥＭ：０～０．２％、
　Ｇａ：０～０．３％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式を満足し、
　直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率が、２．０％以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
　８６Ｐ＋３３Ｎｂ＋Ｍｏ＋４Ａｌ≧５．０　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｗ：０．０５～２．０％、
　Ｓｎ：０．０１～０．５％、
　Ｍｇ：０．０００２～０．０１％、
　Ｓｂ：０．０１～０．５％、
　Ｚｒ：０．０１～０．３％、
　Ｔａ：０．０１～０．３％、
　Ｈｆ：０．０１～０．３％、
　Ｃｏ：０．０１～０．３％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．００１～０．２％、および
　Ｇａ：０．０００２～０．３％、
　から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（３）ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である、上記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（４）析出Ｎｂ量が、質量％で、０．１％以下である、上記（１）～（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた排気部品。

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０２％以下、
    　Ｓｉ：１．０％以下、
    　Ｍｎ：１．０％以下、
    　Ｐ：０．０１～０．１０％、
    　Ｓ：０．０００１～０．００５％、
    　Ｎ：０．０２％以下、
    　Ｃｒ：１７．０～２０．０％、
    　Ｃｕ：１．０～１．５％、
    　Ｔｉ：０．０５～０．３％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．２％、
    　Ｍｏ：０．０２～０．５％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．５％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．２％、
    　Ｖ：０．０１～０．２％、
    　Ｗ：０～２．０％、
    　Ｓｎ：０～０．５％、
    　Ｍｇ：０～０．０１％、
    　Ｓｂ：０～０．５％、
    　Ｚｒ：０～０．３％、
    　Ｔａ：０～０．３％、
    　Ｈｆ：０～０．３％、
    　Ｃｏ：０～０．３％、
    　Ｃａ：０～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０～０．２％、
    　Ｇａ：０～０．３％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式を満足し、
    　直径が２０ｎｍ以下のＣｕ粒子の面積率が、２．０％以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
    　８６Ｐ＋３３Ｎｂ＋Ｍｏ＋４Ａｌ≧５．０　　・・・（ｉ）
    　但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｗ：０．０５～２．０％、
    　Ｓｎ：０．０１～０．５％、
    　Ｍｇ：０．０００２～０．０１％、
    　Ｓｂ：０．０１～０．５％、
    　Ｚｒ：０．０１～０．３％、
    　Ｔａ：０．０１～０．３％、
    　Ｈｆ：０．０１～０．３％、
    　Ｃｏ：０．０１～０．３％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．００１～０．２％、および
    　Ｇａ：０．０００２～０．３％、
    　から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　ＴｉＮの最大長さが１５μｍ以下である、請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　析出Ｎｂ量が、質量％で、０．１％以下である、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。
  6. 　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を用いた排気部品。
  7. 　請求項５に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた排気部品。
     
PCT/JP2022/030359 2022-03-07 2022-08-09 フェライト系ステンレス鋼板および排気部品 WO2023170996A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022034594 2022-03-07
JP2022-034594 2022-03-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023170996A1 true WO2023170996A1 (ja) 2023-09-14

Family

ID=87936405

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/030359 WO2023170996A1 (ja) 2022-03-07 2022-08-09 フェライト系ステンレス鋼板および排気部品

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2023170996A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003004714A1 (fr) * 2001-07-05 2003-01-16 Nisshin Steel Co., Ltd. Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement
JP2013100595A (ja) * 2011-10-14 2013-05-23 Jfe Steel Corp フェライト系ステンレス鋼
JP2014141735A (ja) * 2012-12-26 2014-08-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 抗菌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
JP2017206725A (ja) * 2016-05-17 2017-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2003004714A1 (fr) * 2001-07-05 2003-01-16 Nisshin Steel Co., Ltd. Acier inoxydable ferritique pour element de debit de gaz d'echappement
JP2013100595A (ja) * 2011-10-14 2013-05-23 Jfe Steel Corp フェライト系ステンレス鋼
JP2014141735A (ja) * 2012-12-26 2014-08-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 抗菌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
JP2017206725A (ja) * 2016-05-17 2017-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6541869B2 (ja) 耐熱性と加工性に優れた排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板およびターボチャージャー部品と、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
CA2866136C (en) Heat-resistant cold rolled ferritic stainless steel sheet, hot rolled ferritic stainless steel sheet for cold rolling raw material, and methods for producing same
EP2058413B1 (en) Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance
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
JP5659061B2 (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及びその製造方法
TWI465587B (zh) 耐氧化性優異之肥粒鐵系不鏽鋼
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
US9243306B2 (en) Ferritic stainless steel sheet excellent in oxidation resistance
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
JP5141296B2 (ja) 高温強度と靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5658893B2 (ja) 耐熱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
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
WO2014136866A1 (ja) 耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP5125600B2 (ja) 高温強度、耐水蒸気酸化性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
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
JP4185425B2 (ja) 成形性と高温強度・耐高温酸化性・低温靱性とを同時改善したフェライト系鋼板
WO2020090936A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板
JP2001303204A (ja) 耐熱性フェライト系ステンレス鋼とその鋼板
WO2008004506A1 (fr) Acier au chrome présentant une excellente résistance à la fatigue thermique
JP2022045505A (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
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
WO2023170996A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板および排気部品
JP2002212685A (ja) 軟質なＣｒ含有鋼
WO2023243133A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP7323092B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

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: 22930973

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1