WO2016068291A1 - 耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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濱田　純一
信彦 平出
憲博 神野
成雄 福元
農 金子
篤剛 林
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the EGR cooler is generally assembled by brazing and a high brazing property is required for the parts to be used.
  • the wettability of the surface is important in order to improve the brazing property.
  • Ti is more easily oxidized than Fe and Cr, and forms an oxide film with low wettability on the surface. For this reason, it is desirable to lower the Ti content.
  • Al forms an oxide film with low wettability on the surface.
  • the surface roughness of the steel plate greatly affects the wettability, it is also very important to control the surface properties by controlling the manufacturing conditions.
  • B 0.0002 to 0.0030%
  • Ca 0.0002 to 0.0100%
  • Zr 0.010 to 0.300%
  • Co 0.010 to 0.300%
  • Ga 0.0001 to 0.0100%
  • Ta 0.0001 to 0.0100%
  • REM 0.001 to 0.200%
  • Si promotes the generation of Ti-based oxides by increasing the activity of Ti
  • the rolling oil may be mineral oil or water-soluble oil.
  • V In improving corrosion resistance, V can be contained in an amount of 0.300% or less. It is a V amount of 0.010% or more that a stable effect can be obtained. The amount of V is more preferably 0.020 to 0.050%.
  • Ca is added for desulfurization, but if an excessive amount of Ca is added, water-soluble inclusions CaS are generated and the corrosion resistance is lowered. Therefore, Ca can be added in an amount of 0.0002 to 0.0100%. The amount of Ca is more desirably 0.0002 to 0.0050%.
  • the annealing process of the cold-rolled sheet includes a process in which the steel sheet is retained at 650 to 950 ° C. for 5.0 s or more, and the steel sheet is 80.degree. It is desirable to have a step of staying for 0 s or less.
  • a test piece having both a width and a length of 100 mm was cut out from the produced steel plate.
  • the arithmetic average roughness of the steel surface in each of the rolling direction (L direction), the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the direction inclined 45 ° to the rolling direction (V direction) It measured using the shape measuring machine.
  • the measurement length was 4.0 mm
  • the measurement speed was 0.30 mm / s
  • the cutoff wavelength was 0.8 mm.
  • the average value of three measurement results was defined as the arithmetic average roughness in that direction.
  • the residence time of the steel sheet at 650 to 950 ° C. was set to 5.0 s or more, and the residence time of the steel sheet at 950 to 1050 ° C. was set to 80.0 s or less. It can be seen that the change in the grain size number before and after the brazing heat treatment is 5.0 or less in the steel type manufactured under these conditions.
  • the ferritic stainless steel having excellent corrosion resistance against exhaust gas condensate of the present invention is suitable as a member used in exhaust gas recirculation devices such as automobile mufflers, exhaust heat recovery devices, and EGR (Exhaust Gas Recirculation) coolers.
  • exhaust gas recirculation devices such as automobile mufflers, exhaust heat recovery devices, and EGR (Exhaust Gas Recirculation) coolers.

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Abstract

　このフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１１．０～３０．０％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ａｌ：０．００１～０．０３０％、Ｎｂ：０．０１０～１．０００％、及びＮ：０．０５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＡｌ、Ｔｉ、及びＳｉの量（質量％）が、Ａｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８を満たす。

Description

耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
　本発明は、排ガス凝縮水環境で使用されるフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。排ガス凝縮水の環境に晒される部材の例としては、自動車マフラーや排熱回収器、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation）クーラなどの排ガス再循環装置がある。
　本願は、２０１４年１０月３１日に、日本に出願された特願２０１４－２２２２０１号及び２０１５年１０月２７日に、日本に出願された特願２０１５－２１０７４１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車分野においては、排気ガスに含まれる各成分が大気汚染・環境汚染の原因となるため、規制強化が進められている。そのため自動車のＣＯ２排出量の削減、燃費改善を目的として、高効率燃焼、アイドリングストップ等によるエンジン効率の向上、材料置換による軽量化のみならず、ハイブリッド車（ＨＥＶ）やバイオ燃料車、水素／燃料電池車（ＦＣＶ）、電気自動車（ＥＶ）等のエネルギー多様化による改善が必要とされている。
　その中で、ハイブリッド車を主体に排気熱を回収する熱交換器、いわゆる排熱回収器を取り付けて燃費向上を図る取り組みもなされている。排熱回収器では、排気ガス熱を熱交換によって冷却水に伝達し、熱エネルギーを回収、再利用して冷却水の温度を上昇させる。これにより、車室内の暖房性能を向上させるとともにエンジンの暖気時間を短縮し燃費性能を向上させる。排熱回収器は、排気熱再循環システムとも呼ばれる。
　また排気ガスを再循環させる排ガス再循環装置を設置する取り組みもなされている。排ガス再循環装置には、例えばＥＧＲクーラがある。ＥＧＲクーラでは、エンジンの排ガスをエンジン冷却水や空気により冷却させ、次いで冷却した排ガスを吸気側に戻して再燃焼させる。これにより、燃焼温度を下げ、有害ガスであるＮＯｘを低下させる。
　このような排熱回収器やＥＧＲクーラの熱交換部には、良好な熱効率が要求され、熱伝導率が良好であると共に、排ガスと接するため排ガス凝縮水に対して優れた耐食性が要求される。特にこれらの部品には、エンジン冷却水が流れるため、腐食による穴あきが生じた場合には重大事故に繋がる危険がある。また使用される材料は、熱交換効率を高めるために板厚が薄い。このため、排気系下流部材よりも優れた耐食性を有する材料が求められる。
　従来、マフラーを主体とした排気系下流部材の中で、特に耐食性が求められる部位には、ＳＵＳ４３０ＬＸ、ＳＵＳ４３６Ｊ１Ｌ、ＳＵＳ４３６Ｌといった、１７％以上のＣｒを含むフェライト系ステンレス鋼が用いられている。排熱回収器やＥＧＲクーラの材料には、これらのフェライト系ステンレス鋼と同等以上の耐食性が求められる。
　またＥＧＲクーラは、ろう付け接合によって組み立てられることが一般的であり、使用される部品には、高いろう付け性が求められる。ここで、ろう付け性を向上させるためには、表面のぬれ性が重要である。Ｔｉは、Ｆｅ、Ｃｒよりも酸化されやすく、ぬれ性の低い酸化皮膜を表面に形成する。このため、Ｔｉの含有量を低くすることが望ましい。さらに、Ｔｉと同様に、Ａｌは、ぬれ性の低い酸化皮膜を表面に形成する。最近ではＴｉのみならず、Ａｌの含有量が低い鋼種の要求がある。また鋼板の表面粗度もぬれ性に大きく影響するため、製造条件を制御することによって表面性状を制御することも非常に重要である。
　また、ろう付け熱処理の温度は、高い場合で約１２００℃となり、このような高温環境では、ステンレス鋼の結晶粒が成長・粗大化する。結晶粒の粗大化は、熱疲労などの機械的特性に影響を与えるため、ろう付け熱処理が施されるステンレス鋼には、高温でも結晶粒が粗大化しにくい特性が求められる。
　このようにＥＧＲクーラに使用される鋼種には、高い耐食性と良好なろう付け性が要求される。
　特許文献１には、マフラー構成部材や、溶接部を形成する温水機器部材として用いられ、優れた耐食性を有する安価なフェライト系ステンレス鋼材が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼材は、Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６～２５％、Ａｌ：０．０４％未満、及びＮ：０．０２５％以下を含有し、更にＮｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％未満、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、及びＶ：０．５％以下から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。表面には、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析）により測定される最表層の組成が、酸素を含む原子比率でＳｉとＣｒの合計：１５～４０原子％、Ｆｅ：５原子％以下である酸化皮膜を有する。
　特許文献２には、Ｎｉろう付けやＣｕろう付けのように、高温度で低い酸素分圧の雰囲気にてろう付けされる場合において、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０１５％以上、Ｓｉ：０．０２～１．５％、Ｍｎ：０．０２～２％、Ｃｒ：１０～２２％、Ｎｂ：０．０３～１％、及びＡｌ：０．５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。更に、式：Ｔｉ－３Ｎ≦０．０３および式：１０（Ｔｉ－３Ｎ）＋Ａｌ≦０．５を満足する量のＴｉを含むか、あるいは、さらに、Ｆｅの一部にかえて、Ｍｏ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｕ：３％以下、Ｖ：３％以下、Ｗ：５％以下、Ｃａ：０．００２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、及びＢ：０．００５％以下のいずれか１種以上を含む。
　特許文献３には、高温強度や耐スケール剥離性、成形性、排ガス凝結水に対する耐食性、塩害環境に対する耐食性などの自動車排気系部材としての本来の機能を損なうことなく、更に初期錆びに対する抵抗性を可及的な低コストで満足させた自動車排気系部材用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：≦０．０１００％、Ｓｉ：０．０５～０．８０％、Ｍｎ：≦０．８％、Ｐ：≦０．０５０％、Ｓ：≦０．００３０％、Ｃｒ：１１．５～１３．５％、Ｔｉ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：≦０．１００％、及びＮ：≦０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。任意の断面１ｍｍ２当たりのＣａを含む介在物の個数が１０個未満、好ましくは更に、Ｔｉ系硫化物とＭｎ系硫化物の総数に対するＭｎ系硫化物の個数割合が５０％以下である。
　特許文献４には、耐局部腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１６～２６％、Ａｌ：０．０１５～０．５％、Ｔｉ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．５０％、及びＭｏ：０．５～３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。Ｓｉの含有率に対するＡｌの含有率の比をＡｌ／Ｓｉとするとき、下記の式（１）を満足する。
　Ａｌ／Ｓｉ≧０．１０　…　（１）
　特許文献５には、耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１２～２５％、Ｎｂ：０．０１～１．０％、Ｖ：０．０１０～０．５０％、Ｔｉ：０．６０％以下、及びＡｌ：０．８０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。下記式（Ａ）を満たし、さらに表面の算術平均粗さＲａが０．３５～５．０μｍの研磨目を有し、表面の色差Ｌ＊値が７０以上の値をとる。
　０．３５≦Ｎｂ＋５Ｖ≦２．０・・・式（Ａ）
　しかし、特許文献１～特許文献５に開示された発明は、排ガス凝縮水に対する耐食性とろう付け性を同時に満足できるものではなかった。
特開２００９－１９７２９３号公報 特開２００９－１７４０４６号公報 特開２００４－３２３９０７号公報 特開２０１０－２４８６２５号公報 特開２０１５－１４５５３１号公報
　本発明は、自動車マフラー、排熱回収器またはＥＧＲクーラ等に使用される環境において、優れた耐排ガス凝縮水腐食性（排ガス凝縮水に対する耐食性）とろう付け性を有するフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
　上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、
　Ｃ：０．００１～０．０３０％、
　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｃｒ：１１．０～３０．０％、
　Ｍｏ：０．０１～３．００％、
　Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
　Ａｌ：０．００１～０．０３０％、
　Ｎｂ：０．０１０～１．０００％、及び
　Ｎ：０．０５０％以下を含有し、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ上記Ａｌ量、Ｔｉ量及びＳｉ量（質量％）が、Ａｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８を満たすことを特徴とする耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（２）さらに質量％で、
　Ｎｉ：０．０１～３．００％、
　Ｃｕ：０．０５０～１．５００％、
　Ｗ：０．０１０～１．０００％、
　Ｖ：０．０１０～０．３００％、
　Ｓｎ：０．００５～０．５００％、
　Ｓｂ：０．００５０～０．５０００％、及び
　Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％
のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（３）さらに質量％で、
　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
　Ｚｒ：０．０１０～０．３００％、
　Ｃｏ：０．０１０～０．３００％、
　Ｇａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｔａ：０．０００１～０．０１００％、及び
　ＲＥＭ：０．００１～０．２００％
のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（４）圧延方向をＬ方向、圧延方向に対して垂直方向をＣ方向、圧延方向に対して４５°傾いた方向をＶ方向とし、それぞれの方向における鋼表面の算術平均粗さをそれぞれＲａＬ、ＲａＣ、ＲａＶ（単位：μｍ）とした時に、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４≦０．５０かつ｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜≦０．１０を満たすことを特徴とする（１）～（３）のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（５）５０Ｐａ以下の真空雰囲気中にて１１５０℃で１０分間の熱処理の前後での結晶粒度番号ＧＳＮの変化量が、５．０以下であることを特徴とする（１）～（４）のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（６）排ガス凝縮水環境に曝される自動車部品である自動車マフラー、排熱回収器、又はＥＧＲクーラに使用される（１）～（５）のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（７）（１）乃至（３）の何れか一項に記載の化学成分を有する鋼を冷間圧延する工程を有し、前記冷間圧延の工程では、最終パスにて、ロール粗さが＃６０以上のロールを用い、最終パスの圧下率を１５．０％以下とし、最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下とする条件で圧延することを特徴とする耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（８）前記冷間圧延後の鋼板を焼鈍する工程を更に有し、前記焼鈍の工程は、前記鋼板を６５０～９５０℃で５．０ｓ以上滞留する工程と、前記鋼板を９５０～１０５０℃で８０．０ｓ以下に滞留する工程を有することを特徴とする（７）に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、自動車マフラー、排熱回収器またはＥＧＲクーラ等の排ガス凝縮水環境に曝される自動車部品に使用される場合において、優れた耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性を有するフェライト系ステンレス鋼を提供することができる。
図１は、鋼板中のＳｉ、Ａｌ、Ｔｉ含有量と凝縮水腐食試験結果との関係を示す図である。
　以下、本発明の実施の形態について、図面を参照して詳細に説明する。
　本発明者らは、ろう付け性の向上のために、種々の濃度までＡｌ含有量や、Ｔｉ含有量を低減させた鋼を、種々の冷延条件や冷延板の焼鈍条件で作製した。そして耐食性、ろう付け性、表面粗度及びろう付け熱処理前後の結晶粒度の変化を調べた。その結果、ろう付け性に関しては、鋼中のＡｌ濃度やＴｉ濃度を低下させることによって向上する。しかし、排ガス凝縮水に対する腐食性の向上に関しては、単純に鋼中のＡｌ濃度やＴｉ濃度を低下させる手法では効果が発現しない。Ａｌ濃度、Ｔｉ濃度及びＳｉ濃度のバランスを最適化することで、ろう付け性が向上し、かつ排ガス凝縮水に対する耐食性が向上するという知見を得た。さらに、ろうの拡がりに及ぼす幾何学的な表面性状について詳細に検討した。その結果、圧延方向、圧延方向に対して垂直方向、及び圧延方向に対して４５°傾いた方向の表面粗度の平均値が小さく、且つ表面粗度の差が小さい場合に、ろう付け性が更に一層向上する、という知見を得た。また冷延板の焼鈍条件を制御し、鋼中でのＦｅ２Ｎｂ等のＬａｖｅｓ相の析出状態を制御することで、ろう付け熱処理前後の結晶粒度の変化が小さくなる、ということがわかった。以下、発明者らによる検討結果を説明する。
　自動車マフラー、排熱回収器またはＥＧＲクーラなどの排ガス再循環装置は、排ガス凝縮水の環境に曝されるため、耐食性、特に耐凝縮水腐食性が求められる。本研究者等は、種々の組成の鋼板を作製し、耐凝縮水腐食試験を行った。その結果を、横軸を鋼板中のＳｉ含有量とし、縦軸を鋼板中のＡｌ／Ｔｉ含有量比（いずれも質量％）として図１に示す。ここで、凝縮水腐食試験の判定基準は、後述の実施例で用いた試験条件で、孔食の成長が著しくなることが確認された最大孔食深さの１００μｍを境界値とした。最大孔食深さが１００μｍ以上の鋼種をＣ（bad）と評価して、図１中に符号「×」でプロットした。最大孔食深さが１００μｍ未満の鋼種をＢ（good）と評価して、図１中に符号「○」でプロットした。図１中の実線は、Ａｌ／Ｔｉ＝８．４Ｓｉ－０．７８を表す。
　図１より、鋼中のＡｌ、Ｔｉ、Ｓｉ量（質量％）がＡｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満足しない場合、耐凝縮水腐食性が著しく低下することがわかる。この結果より、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉ量がＡｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満足することが望ましいことがわかる。
　Ａｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満足していない鋼中に存在する介在物を調べた結果、主にＴｉ系酸化物が存在していることがわかった。一方、Ａｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満足する鋼中に存在する介在物は、主にＡｌ２Ｏ３－ＭｇＯであることがわかった。またＡｌ２Ｏ３を取り囲むようにＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が圧延方向に変形して存在していた。
　Ｔｉ系酸化物は、硬質な介在物であるため、冷延時に素地と共に変形せず、介在物と素地との界面には隙間が形成されやすい。形成された隙間は、孔食起点となり、鋼の耐凝縮水腐食性を低下させたと考えられる。
　Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯも硬質な介在物であるが、周囲に存在するＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３が圧延方向に変形することによって介在物と素地との界面に隙間が形成されず、耐凝縮水腐食性を劣化させなかったと考えられる。
　またＳｉは、Ｔｉの活量を上げることでＴｉ系酸化物の生成を助長するため、特に低Ａｌ材（Ａｌ量が少ない材料）ではＳｉ含有量を低下させることが望ましい。
　このようにＡｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満足することによって、腐食起点とならないＡｌ２Ｏ３－ＭｇＯ介在物が優先的に生成される。しかし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｓｉは脱酸に有効な元素であり、これら元素の量を低下させるために鋼中のＯ濃度の増加が危惧される。その際は、Ｍｇの添加により脱酸を行うことで、鋼中の酸化物の形成を抑え、さらに耐凝縮水腐食性の劣化を抑制することができる。
　一方で、ろう付け性を向上させるためにＡｌ、Ｔｉの含有量自体を低減させなければならない。そのため、溶鋼中へのＡｌ、Ｔｉの添加量を低減させる必要がある。ここで、Ａｌ添加量を低減させると、溶鋼中のＯ濃度が高くなり、脱Ｓ反応である［Ｓ］＋（ＣａＯ）→（ＣａＳ）＋［Ｏ］が進まなくなる。従って、原料には低Ｓ（Ｓ量の少ない）のフェロクロムを使用し、あらかじめ溶鋼中のＳ濃度を低減させておく必要がある。
　また、表１は、最終パスの冷延条件と、各方向の算術平均粗さ及びろう付け性の関係を示す。表１の鋼種Ｎｏ．は、後述の表３Ａ～表３Ｄに示す鋼種Ｎｏ．と同じものである。ろう付け性は、以下のように評価した。後述する方法で作製した鋼板表面に０．２ｇのＮｉろうを置き、１２００℃、５×１０－３ｔｏｒｒの真空雰囲気で１０分加熱した。次いで、常温まで冷却し、加熱後の試験片のろう面積を測定した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２．５倍以上の鋼種をＡ（excellent）と評価した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２倍以上２．５倍未満の鋼種をＢ（good）と評価した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２倍未満の鋼種をＣ（bad）と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１より、以下の条件（１）～（３）を満たす場合、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４または（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２の絶対値、もしくは両方の値が減少し、ろう付け性が向上することがわかる。
（１）最終パスの冷延に使用するロールの粗さを＃６０以上にする。
（２）最終パスの圧下率を１５．０％以下にする。
（３）最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下にする。
　特に（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４≦０．５０かつ｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜≦０．１０を満たす場合に、ろう付け性が向上することがわかる。望ましくは（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４≦０．３０かつ｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜≦０．０５である。これらの指標の値は小さい程良いため、これらの指標の下限値を設ける必要は無い。しかし、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４の現実的に達成可能な最も低い値は０．０２であり、｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜の現実的に達成可能な最も低い値は０．００５である。
　表面粗度がぬれ性に与える影響が非常に大きいことはよく知られている。しかし、ステンレス鋼の表面は、ろうに対して撥水性を示す表面であり、ステンレス鋼板の表面の２次元的な性状とろう付けに使用されるろうとの関係や、ろうの拡がり性についてはまだ不明な点が多かった。ステンレス鋼の表面が荒れることにより撥水性が増すため、ろう付け性は悪くなる。本実施形態では、一方向の表面粗度を低減するだけでは、ろうの２次元的拡がりは十分に向上せず、板面内の多方向の粗度を制御することによって、ろう拡がり性を格段に向上させることが出来ることを見出した。
　即ち、板面内の粗さの平均値を低減するとともに、これら板面内の粗さの差を小さくすることで、ろうの２次元的な拡がりを容易にする。具体的には、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４は、３方向の算術平均粗さの平均値を表す指標であり、｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜は、３方向の算術平均粗さの差を表す指標である。３方向の算術平均粗さの平均値を０．５０以下とし、かつ３方向の算術平均粗さの差を０．１０以下とすることによって、ろう付け性が向上する。
　（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４及び｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜の値を小さくする方法として、ステンレス鋼板の製造過程における冷延工程のパススケジュールを規定する方法がある。ステンレス鋼板の冷延工程では、一般的にゼンジミア圧延機によって多パス圧延が行われて所定の板厚に製造される。この際、鉱物油あるいは水溶性油が潤滑油として使用される。本実施形態では、上述した条件（１）～（３）で最終パスを行う。すなわち、最終パスをロール粗さが＃６０以上のロールで行い、最終パスの圧下率を１５．０％以下に設定し、最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下にする。これによって、本実施形態において規定する好ましい表面性状を実現する。ゼンジミア圧延機による多パス圧延では、母材表面の欠陥（ショットブラスト痕、粒界浸食溝、酸洗ピット等）を消失させつつ、冷延ロール目を転写させることによって平滑表面が形成される。
　本実施形態で規定する好ましい表面性状は、３方向の算術平均粗さの平均値および３方向の算術平均粗さの差が所定の値よりも小さいことが特徴である。最終パスに使用されるロールの表面が粗いと、ロールの研削目が転写されてステンレス鋼の表面も粗くなるため、最終パスでは＃６０以上のロールを使用する。ロール粗さは、より望ましくは＃８０以上である。ロール粗さが＃１０００を超えると、更なる効果の向上は見込めないため、ロール粗さを＃１０００以下とすることが望ましい。
　また最終パスの圧下率を高くすると、ロールバイト内の鋼板とロールの接触弧長が長くなるため、ロールバイト内から圧延油の排出が生じ難くなる。圧延油の排出が生じ難いと、ロールバイト内での圧延油によって静水圧が生じ、鋼板表面に２次元的な凹みが生じやすくなる。これにより、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４及び｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜の値が大きく成り易い。また、圧延油の量や原板の表面性状によっては、高い圧下率で圧延した場合にヒートストリークと呼ばれる焼きつき現象が生じ、逆に表面粗さが粗くなる。本実施形態では、ロールバイトにおける圧延油の排出を促しつつヒートストリークを生じさせない。これにより、特に圧延方向以外の方向での粗さを低減させ、各方向での粗さの差を小さくする。このためには、最終パスの圧下率を１５．０％以下にすることが望ましい。最終パスの圧下率は、より望ましくは１４．５％以下であり、生産性や鋼板形状を考慮すると１０．０％以上が望ましい。最終パスの圧下率は、より望ましくは１２．０％以上である。
　加えて、本実施形態における最終パスの圧延速度（冷延速度）は、８００ｍ／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。ロールバイト入り口では、圧延素材に残存する表面凹みに圧延油が溜り、ロールバイト内で油の排出が行われてロール目が鋼板に転写される。しかし、圧延速度が速いと、油の排出時間が不足するため、凹みの消失が不十分となり、特に凹み部の粗さを低減することが困難となる。凹み部の圧延油を十分に排出して平滑ロールの２次元的な転写を十分に行い、粗さの異方性を小さくするために、最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。最終パスの冷延速度は、より望ましくは６００ｍ／ｍｉｎ以下であり、更に望ましくは５００ｍ／ｍｉｎ以下である。生産性、鋼板形状、表面光沢を考慮すると、１５０ｍ／ｍｉｎ以上が望ましい。
　尚、冷間圧延における他の条件については、製品の板厚や表面仕上げを考慮して設定すれば良く、普通鋼用の圧延機であるタンデム圧延機で一方向に圧延する場合は、本実施形態の条件を最終スタンドに適用すれば良い。また、圧延油については、鉱物油でも水溶性油でも構わない。
　また、表２は、冷延板の焼鈍条件と、ろう付け熱処理前後の結晶粒度番号ＧＳＮの関係を示す。表２の鋼種Ｎｏ．は、後述の表３Ａ～表３Ｄに示す鋼種Ｎｏ．と同じものである。結晶粒度番号は、以下のように評価した。後述する方法で作製した鋼板を、圧延方向に平行な面が観察できるように切断して樹脂埋めした。光学顕微鏡を用いて切断法により結晶粒度番号を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、鋼板を６５０～９５０℃に５．０ｓ未満滞留する場合、または鋼板を９５０～１０５０℃に８０．０ｓ超滞留する場合、ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量が５．０超になることがわかる。結晶粒度番号がろう付け熱処理の前後で著しく変化することは、ろう付け熱処理の前後でのステンレス鋼の機械的性質の大幅な変化に繋がり、部品の故障等の原因に繋がる可能性があるために、避けることが望ましい。本実施形態では、ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量が５．０のときを境にして、機械的性質が大きく変化する。このため、ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量を５．０以下に抑えることが望ましい。ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量は、より望ましくは４．０以下である。ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量は、低い程好ましいため、下限値を設定する必要はない。しかし、結晶粒度番号の変化量を０にすることは困難であるため、下限値を０超とするのが望ましい。
　本実施形態では、鋼中にＦｅ２Ｎｂ等のＬａｖｅｓ相を微細に析出させておくことによって、これらの相がピン止め因子として働き、ろう付け熱処理の前後の結晶粒度の変化量が小さくなる、ということを見出した。このＬａｖｅｓ相が析出する温度は６５０～９５０℃であり、Ｌａｖｅｓ相が溶解する温度は９５０～１０５０℃である。このため、冷延板の焼鈍時に、６５０～９５０℃の温度域には長時間で冷延板を滞留させ、９５０～１０５０℃の温度域には短時間で冷延板を滞留させる必要がある。本実施形態では、焼鈍の工程は、６５０～９５０℃に５．０ｓ以上の時間で鋼板を滞留する工程と、９５０～１０５０℃に８０．０ｓ以下の時間で鋼板を滞留する工程を有することが好ましい。これにより、結晶粒のピン止めに有効な微細なＬａｖｅｓ相を充分に析出させることが可能となることを見出した。より望ましくは、焼鈍の工程は、６５０～９５０℃に８．０ｓ（秒）以上の時間で鋼板を滞留する工程と、９５０～１０５０℃に６０．０ｓ（秒）以下の時間で鋼板を滞留する工程を有することである。また、生産性を考慮すると、６５０～９５０℃に鋼板を滞留させる時間は５０ｓ以下が好ましい。冷延後の組織を適正に再結晶させることを考慮すると、９５０～１０５０℃に鋼板を滞留させる時間は１０ｓ以上が好ましい。
　以下に、本実施形態で規定される鋼の化学組成について、さらに詳しく説明する。なお、％は質量％を意味する。
　Ｃ：Ｃは、耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。そのため、０．０３０％以下とする。しかしながら、Ｃ量を過度に低めることは、ろう付け時の結晶粒の粗大化を助長し、かつ精練コストを上昇させるため、Ｃ量を０．００１％以上とすることが望ましい。Ｃ量は、より望ましくは０．００４～０．０２０％である。
　Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として有用であるが、Ｔｉの活量を上げることで硬質なＴｉ系酸化物の生成を助長する。このため、その含有量を０．０１～１．００％とした。Ｓｉ量は、より望ましくは０．１０～０．６０％である。
　Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸元素として有用であるが、過剰量のＭｎを含有させると、耐食性を劣化させるので、Ｍｎ量を０．０１～２．００％とする。Ｍｎ量は、より望ましくは、０．１０～１．００％である。
　Ｐ：Ｐは、加工性・溶接性を劣化させる元素であり、その含有量を制限する必要がある。そのためＰ量を０．０５０％以下とする。Ｐ量は、より望ましくは０．０３０％以下である。
　Ｓ：Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、その含有量を制限する必要がある。そのためＳ量を０．０１００％以下とする。Ｓ量は、より望ましくは０．００５０％以下である。
　Ｃｒ：想定される腐食環境としては、大気環境、冷却水環境、排ガス凝縮水環境などが挙げられる。こうした環境での耐食性を確保する上で、少なくとも１１．０％以上のＣｒが必要である。Ｃｒの含有量を増加させるほど、耐食性は向上するが、加工性、製造性を低下させるため、Ｃｒ量の上限を３０．０％以下とする。Ｃｒ量は、より望ましくは１５．０～２３．０％である。
　Ｍｏ：耐凝縮水腐食性を向上させるため、０．０１％以上のＭｏが必要である。しかし過剰量のＭｏの添加は、加工性を劣化させると共に、高価であるためコストアップにつながるため、Ｍｏ量を３．００％以下とする。Ｍｏは、より望ましくは０．１０～２．５０％である。
　Ｔｉ：Ｔｉは、表面にぬれ性の低い酸化皮膜を形成し、ろう付け性を低下させる。そのためＴｉの含有量を０．００１～０．０５０％とする。Ｔｉ量は、より望ましくは０．００１～０．０３０％である。
　Ａｌ：Ａｌは、脱酸効果等を有し、精練に有用な元素であり、また、成形性を向上させる効果がある。この効果を安定して得るためには０．００１％以上のＡｌを含有するのが好ましい。しかしながら、多量のＡｌを含有させると、表面にぬれ性の低い酸化皮膜が形成され、ろう付け性を阻害する。このためＡｌ量を０．０３０％以下とする。Ａｌ量は、より望ましくは０．００１～０．０１５％である。
　Ｎｂ：Ｎｂの炭窒化物により、ろう付け時の加熱による結晶粒粗大化を抑制して、部材の強度の低下を抑制するという観点から、Ｎｂは重要な元素である。また、高温強度の向上や溶接部の耐粒界腐食性の向上に有用であるが、過剰量のＮｂの添加は、加工性や製造性を低下させるため、Ｎｂ量を０．０１０～１．０００％とする。Ｎｂ量は、より望ましくは０．１００～０．６００％である。
　Ｏ：Ｏは、ステンレス鋼中に不可避的に含有される元素である。本実施形態では特にＯの含有量を限定する必要はない。しかし、ステンレス鋼の母材にＯが存在すると、Ｏが酸化物等の介在物を形成する原因となり、延性や耐食性等の様々な特性を低下させる可能性がある。このため、Ｏの含有量を０．０２０％以下に抑えることが望ましい。Ｏ量は、より望ましくは０．０１０％以下である。
　Ｎ：Ｎは、耐孔食性に有用な元素であるが、耐粒界腐食性、加工性を低下させるため、その含有量を低く抑える必要がある。そのため、Ｎ量を０．０５０％以下とする。Ｎ量は、より望ましくは０．０３０％以下である。
　以上が、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼の基本となる化学組成であるが、本実施形態では、更に、次のような元素を必要に応じて含有させることができる。
　Ｎｉ：耐食性を向上させる上で、３．００％以下の量でＮｉを含有させることができる。安定した効果が得られるのは０．０１％以上のＮｉ量である。Ｎｉ量は、より望ましくは０．０５～２．００％である。
　Ｃｕ：耐食性を向上させる上で、１．５００％以下の量でＣｕを含有させることができる。安定した効果が得られるのは０．０５０％以上のＣｕ量である。Ｃｕ量は、より望ましくは０．１００～１．０００％である。
　Ｗ：耐食性を向上させる上で、１．０００％以下の量でＷを含有させることができる。安定した効果が得られるのは０．０１０％以上のＷ量である。Ｗ量は、より望ましくは０．０２０～０．８００％である。
　Ｖ：耐食性を向上させる上で、０．３００％以下の量でＶを含有させることができる。安定した効果が得られるのは０．０１０％以上のＶ量である。Ｖ量は、より望ましくは０．０２０～０．０５０％である。
　Ｓｎ：耐食性を向上させる上で、必要に応じて０．５００％以下の量でＳｎを含有させることができる。含有させる場合は、Ｓｎ量は、安定した効果が得られる０．００５％以上が望ましい。Ｓｎ量は、より望ましくは０．０１～０．３００％である。
　Ｓｂ：耐全面腐食性を向上させる上で、必要に応じて０．５０００％以下の量でＳｂを含有させることができる。含有させる場合は、Ｓｂ量は、安定した効果が得られる０．００５０％以上が望ましい。Ｓｂ量は、より望ましくは０．０１００～０．３０００％である。
　Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸効果等を有し、精練に有用な元素であり、また、Ｍｇは、組織を微細化し、加工性、靭性の向上にも有用であり、必要に応じて０．００３０％以下の量でＭｇを含有させることができる。含有させる場合は、Ｍｇ量は、安定した効果が得られる０．０００１％以上が望ましい。Ｍｇ量は、より望ましくは０．０００１～０．００１％である。
　なお、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｖ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇの１種または２種以上の合計は、コストアップなどの点から６％以下が望ましい。
　Ｂ：Ｂは、２次加工性を向上させるのに有用な元素であり、０．００３０％以下の量でＢを含有させることができる。含有させる場合は、Ｂ量は、安定した効果が得られる０．０００２％以上が望ましい。Ｂ量は、より望ましくは０．０００５～０．００１０％である。
　Ｃａ：Ｃａは、脱硫のために添加されるが、過剰量のＣａを添加すると、水溶性の介在物ＣａＳが生成して耐食性を低下させる。このため、０．０００２～０．０１００％の量でＣａを添加させることができる。Ｃａ量は、より望ましくは０．０００２～０．００５０％である。
　Ｚｒ：Ｚｒは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．３００％以下の量で含有させることができる。含有させる場合は、Ｚｒ量は、安定した効果が得られる０．０１０％以上が望ましい。Ｚｒ量は、より望ましくは０．０２０～０．２００％である。
　Ｃｏ：Ｃｏは、二次加工性と靭性を向上させるために、必要に応じて０．３００％以下の量で含有させることができる。含有させる場合は、Ｃｏ量は、安定した効果が得られる０．０１０％以上が望ましい。Ｃｏ量は、より望ましくは０．０２０～０．２００％である。
　Ｇａ：Ｇａは、耐食性と耐水素脆化性を向上させるために、必要に応じて０．０１００％以下の量で含有させることができる。含有させる場合は、Ｇａ量は、安定した効果が得られる０．０００１％以上が望ましい。Ｇａ量は、より望ましくは０．０００５～０．００５０％である。
　Ｔａ：Ｔａは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．０１００％以下の量で含有させることができる。含有させる場合は、Ｔａ量は、安定した効果が得られる０．０００１％以上が望ましい。Ｔａ量は、より望ましくは０．０００５～０．００５０％である。
　ＲＥＭ：ＲＥＭは、脱酸効果等を有するので、精練で有用な元素であり、必要に応じて０．２００％以下の量で含有させることができる。含有させる場合は、ＲＥＭ量は、安定した効果が得られる０．００１％以上が望ましい。ＲＥＭ量は、より望ましくは０．００２～０．１００％である。
　ここで、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。ＲＥＭは、これら希土類元素から選択される１種以上であり、ＲＥＭの量とは、希土類元素の合計量である。
　本実施形態の製造方法では、基本的にはフェライト系ステンレス鋼からなる鋼板を製造する一般的な方法が適用される。例えば、転炉又は電気炉で上記の化学組成を有する溶鋼とし、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉などで精錬される。その後、連続鋳造法又は造塊法で鋼片とし、次いで、熱間圧延－熱延板の焼鈍－酸洗－冷間圧延－仕上げ焼鈍－酸洗の工程を経て、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼が製造される。必要に応じて、熱延板の焼鈍を省略してもよいし、冷間圧延－仕上げ焼鈍－酸洗を繰り返し行ってもよい。
　ただし前述のように、表面粗さの制御のために、冷延工程において、最終パスにてロール粗さが＃６０以上のロールを用い、最終パスの圧下率を１５．０％以下とし、最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下とする条件で圧延することが望ましい。また鋼中にＦｅ２Ｎｂ等のＬａｖｅｓ相を析出させるために、冷延板の焼鈍工程は、鋼板を６５０～９５０℃で５．０ｓ以上滞留する工程と、鋼板を９５０～１０５０℃で８０．０ｓ以下滞留する工程を有することが望ましい。すなわち、焼鈍工程では、６５０～９５０℃で鋼板を滞留する時間を５．０ｓ以上とし、かつ９５０～１０５０℃で鋼板を滞留する時間を８０．０ｓ以下とすることが望ましい。
　実施例に基づいて、本発明をより詳細に説明する。
　表３Ａ及び表３Ｂに示す組成の鋼を溶製し、板厚４ｍｍまで熱間圧延を施し、１０５０℃で１分間焼鈍を行い、次いで酸洗を施した。その後、板厚１ｍｍまで冷間圧延を施した。特に冷間圧延の最終パスのロール粗さ、圧下率、冷延速度は、表３Ｃに示す条件でそれぞれ行った。冷延板の焼鈍は、表３Ｃに示すように、６５０～９５０℃の滞留時間及び９５０～１０５０℃の滞留時間をそれぞれ制御して行った。
　その後、作製された鋼板から、幅と長さの両者が１００ｍｍである試験片を切り出した。圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して垂直方向（Ｃ方向）、及び圧延方向に対して４５°傾いた方向（Ｖ方向）のそれぞれの方向における鋼表面の算術平均粗さを、表面粗さ形状測定機を用いて測定した。測定長さは４．０ｍｍ、測定速度は０．３０ｍｍ／ｓ、カットオフ波長は０．８ｍｍとした。各方向において、３回の測定結果の平均値をその方向の算術平均粗さとした。
　また、作製した鋼板を、圧延方向に平行な面が観察できるように切断して樹脂埋めした。切断法を用いて結晶粒度番号（ＧＳＮ）を測定した。
　また、作製した鋼板から、幅６０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、表面に０．２ｇのＮｉろうを置き、１２００℃、５×１０－３ｔｏｒｒの真空雰囲気で１０分加熱した。次いで、常温まで冷却し、加熱後の試験片の表面のろう面積を測定した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２．５倍以上の鋼種をＡ（excellent）と評価した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２倍以上、２．５倍未満の鋼種をＢ（good）と評価した。加熱前のろう面積に対して加熱後のろう面積が２倍未満の鋼種をＣ（bad）と評価した。その後、ろう付け熱処理された鋼板を、圧延方向に平行な面が観察できるように切断して樹脂埋めした。次いで切断法を用いて結晶粒度番号（ＧＳＮ）を測定した。
　また冷延鋼板より、幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、次いで＃６００までのエメリー紙を用いて試験片の全面を湿式研磨した。この試験片を半浸漬試験によって評価した。
　半浸漬試験に使用した模擬凝縮水は、以下のように作製した。試薬として、塩酸、硫酸、亜硫酸アンモニウムを用いて、３００ｐｐｍＣｌ－＋１０００ｐｐｍＳＯ４ ２－＋１０００ｐｐｍＳＯ３ ２－を含有する水溶液を作製した。試薬の添加後にアンモニア水を用いて、ｐＨ２．０に調整して模擬凝縮水を得た。試験片のおおよそ半分が約５５°の角度で模擬凝縮水に浸漬されるようにジグを調整した。このジグを用いて、８０℃に加熱した模擬凝縮水に、試験片を半浸漬させた。試験は１６８時間行い、平日は毎日溶液を更新した。
　腐食評価には最大孔食深さを用いた。試験終了後、クエン酸２水素アンモニウム水溶液を用いて腐食生成物を除去し、試験片の最も深く腐食している箇所の深さを焦点深度法によって測定した。半浸漬試験の判定基準は、この試験条件で孔食の成長が著しくなることが確認された１００μｍを境界値とした。最大侵食深さが１００μｍ未満の鋼種をＢ（good）と評価した。最大孔食深さが１００μｍ以上のの鋼種をＣ（bad）と評価した。
　またこの鋼板から、Ｌ断面観察用の樹脂埋め試料を作製した。鏡面研磨を施し、次いでＳＥＭにて観察を行い、ＥＤＳ（Energy Dispersive X-ray Spectroscopy）にて介在物の組成分析を行った。結果を表３Ｄ及び表３Ｅに示す。ここでＥＤＳとは、試料に電子線を照射し、発生する特性Ｘ線を検出し、そのエネルギーと強度から、物体を構成する元素と濃度を調べる元素分析手法である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表３Ｄ及び表３Ｅに試験結果を示す。表３Ｄより、本発明例の鋼は、ろう付け性及び耐凝縮水腐食性の両者に優れることがわかる。また、表３Ｅより、成分が本実施形態から外れた場合は、Ａｌ又はＴｉの量が外れた場合を除いて耐凝縮水腐食性が劣化することがわかる。一方Ａｌ又はＴｉの量が外れた場合は、ろう付け性が悪くなることがわかる。また各成分の量が本実施形態の範囲内であっても、含有するＡｌ、Ｔｉ、及びＳｉの量がＡｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８の関係を満たさない場合は、硬質なＴｉ系酸化物が鋼中に生成し、介在物／素地界面に孔食起点となる隙間が形成され、耐凝縮水腐食性が劣化することがわかる。
　また、本発明例の鋼種Ｎｏ．Ａ１～Ａ１４では、最終冷延（冷間圧延の最終パス）に使用するロールの粗さを＃６０以上にし、最終パスの圧下率を１５．０％以下にし、かつ最終パスＰの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下にした。この条件で製造された鋼種は、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４≦０．５０、｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜≦０．１０の両方を満たし、ろう付け性が更に良好になることがわかる。また、本発明例の鋼種Ｎｏ．Ａ１～Ａ１４では、冷延板の焼鈍工程において、６５０～９５０℃における鋼板の滞留時間を５．０ｓ以上とし、かつ９５０～１０５０℃における鋼板の滞留時間を８０．０ｓ以下とした。この条件で製造された鋼種では、ろう付け熱処理の前後での結晶粒度番号の変化量が５．０以下になることがわかる。
　本発明の耐排ガス凝縮水腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼は、自動車マフラーや排熱回収器、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation）クーラなどの排ガス再循環装置に使用される部材として好適である。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００１～０．０３０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｃｒ：１１．０～３０．０％、
    　Ｍｏ：０．０１～３．００％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
    　Ａｌ：０．００１～０．０３０％、
    　Ｎｂ：０．０１０～１．０００％、及び
    　Ｎ：０．０５０％以下を含有し、
    　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ上記Ａｌ量、Ｔｉ量及びＳｉ量（質量％）が、Ａｌ／Ｔｉ≧８．４Ｓｉ－０．７８を満たすことを特徴とする耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  2. 　さらに質量％で、
    　Ｎｉ：０．０１～３．００％、
    　Ｃｕ：０．０５０～１．５００％、
    　Ｗ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｖ：０．０１０～０．３００％、
    　Ｓｎ：０．００５～０．５００％、
    　Ｓｂ：０．００５０～０．５０００％、及び
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％
    のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  3. 　さらに質量％で、
    　Ｂ：０．０００２～０．００３０％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    　Ｚｒ：０．０１０～０．３００％、
    　Ｃｏ：０．０１０～０．３００％、
    　Ｇａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｔａ：０．０００１～０．０１００％、及び
    　ＲＥＭ：０．００１～０．２００％
    のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  4. 　圧延方向をＬ方向、圧延方向に対して垂直方向をＣ方向、圧延方向に対して４５°傾いた方向をＶ方向とし、それぞれの方向における鋼表面の算術平均粗さをそれぞれＲａＬ、ＲａＣ、ＲａＶ（単位：μｍ）とした時に、（ＲａＬ＋ＲａＣ＋２ＲａＶ）／４≦０．５０かつ｜（ＲａＬ＋ＲａＣ－２ＲａＶ）／２｜≦０．１０を満たすことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  5. 　５０Ｐａ以下の真空雰囲気中にて１１５０℃で１０分間の熱処理の前後での結晶粒度番号ＧＳＮの変化量が、５．０以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  6. 　排ガス凝縮水環境に曝される自動車部品である自動車マフラー、排熱回収器、又はＥＧＲクーラに使用される請求項１～５のいずれか一項に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
  7. 　請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の化学成分を有する鋼を冷間圧延する工程を有し、
    　前記冷間圧延の工程では、最終パスにて、ロール粗さが＃６０以上のロールを用い、最終パスの圧下率を１５．０％以下とし、最終パスの冷延速度を８００ｍ／ｍｉｎ以下とする条件で圧延することを特徴とする耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  8. 　前記冷間圧延後の鋼板を焼鈍する工程を更に有し、
    　前記焼鈍の工程は、前記鋼板を６５０～９５０℃で５．０ｓ以上滞留する工程と、前記鋼板を９５０～１０５０℃で８０．０ｓ以下滞留する工程を有することを特徴とする請求項７に記載の耐排ガス凝縮水腐食性とろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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