WO2014157104A1 - ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、熱交換器、熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼、燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼、及び燃料供給系部品 - Google Patents

ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、熱交換器、熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼、燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼、及び燃料供給系部品 Download PDF

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信彦 平出
透 松橋
紀世 森弘
小野　直人
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    • F28F2275/04—Fastening; Joining by brazing

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel plate used as a material for members assembled by brazing, and a heat exchanger and a fuel supply system component using the same.
  • exhaust gas regulations have been strengthened due to increasing awareness of environmental issues, and efforts are being made to reduce carbon dioxide emissions.
  • fuel-related efforts such as bioethanol and biodiesel fuel
  • EGR exhaust Gas Recirculation
  • DPF Diesel Particulate Filter
  • urea SCR Selective Catalytic
  • the exhaust heat recovery unit is a system that heats engine cooling water with exhaust gas and uses it to warm up the heater and the engine, and is also called an exhaust heat recirculation system.
  • Such a heat exchanger is required to have good thermal efficiency and good thermal conductivity, and to have excellent corrosion resistance against exhaust gas condensed water because it contacts exhaust gas.
  • EGR coolers and exhaust heat recovery devices that may lead to a serious accident such as leakage of cooling water are required to have higher safety and better corrosion resistance.
  • the structure of the heat exchange part is complicated, it may be assembled by welding joint, but may be assembled by brazing joint. The material of the heat exchange part assembled by brazing and joining needs to have good brazing properties.
  • austenitic stainless steels such as SUS304 and SUS316L are used as materials for heat exchangers, but ferritic stainless steels are attracting attention from the viewpoint of intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance in addition to thermal conductivity. ing.
  • Patent Document 1 includes brazing filler material including C: 0.01% or less, Cr: 10.5 to 13.5%, N: 0.05% or less, and at least one of Ti, Nb, and Ta.
  • Ferritic stainless steel is disclosed which is characterized by being wetted by
  • the amount of Ti is regulated to 0.12% or less because it affects the wettability, and from the viewpoint of brazing, it is desirable that no additive be added.
  • Patent Document 2 C: 0.03% or less, Si: 0.02-1.5%, Mn: 0.02-2%, Cr: 10-22%, Nb: 0.03-1%, A ferritic stainless steel excellent in brazeability containing Al: 0.5% or less and N: 0.05% or less is disclosed.
  • brazing properties are secured by limiting the amounts of Ti and Al from the relational expression of Ti, N, and Al.
  • Patent Document 3 C: 0.03% or less, Si: more than 0.1% and 1% or less, Mn: 2% or less, P: 0.05% or less, S: 0.03% or less, Cr: Ferritic stainless steel for brazing containing 16 to 25%, Nb: 0.15 to 0.8%, Ti: 0.03% or less, Al: 0.03% or less, N: 0.03% or less It is disclosed.
  • brazing properties are ensured particularly in a hydrogen atmosphere by further strictly limiting the amount of Al added to Ti.
  • the fuel discharged from the fuel tank is pressurized by a pump and supplied to the engine through a delivery pipe or the like. Since the pressurized fuel is intermittently injected into the engine, the fuel pressure tends to fluctuate. For this reason, pressure adjusting parts may be required. Since the fuel supply system parts such as the pressure adjusting parts are arranged close to the engine, the temperature is likely to rise. Therefore, the material material used for the fuel supply system parts is required to have strength. In order to ensure the strength, it is conceivable to increase the thickness of the material. However, increasing the thickness of the material increases the weight, which causes an increase in fuel consumption.
  • biofuels such as bioethanol and biodiesel
  • biodiesel is expanding from the viewpoint of suppressing carbon dioxide emissions.
  • bioethanol contained in biofuel is a factor that corrodes aluminum. Therefore, the material used for the fuel supply system parts needs to have good corrosion resistance against biofuel.
  • stainless steel has attracted attention as a material for fuel supply system parts.
  • fuel supply system parts such as delivery pipes have complicated structures. For this reason, it is often assembled by brazing and joining. Therefore, the material used for the fuel supply system parts needs to have not only good strength and corrosion resistance but also good brazing properties.
  • Patent Document 4 discloses a fuel supply device capable of attenuating the fuel pressure pulsation of a delivery pipe from a low fuel pressure to a high fuel pressure. Patent Document 4 discloses that stainless steel can be used for the pulsation damping pipe. However, details of the used stainless steel material are not described.
  • Patent Document 5 discloses a high-pressure fuel delivery pipe for a direct-injection engine that eliminates leakage of high-pressure fuel from the joint surface between the mounting stay and the main body pipe and increases the coupling strength of the mounting stay. It is described that this delivery pipe is manufactured by brazing stainless steel. However, Patent Document 5 does not describe details of the stainless steel used.
  • Patent Document 6 in mass%, C: ⁇ 0.01%, Si: ⁇ 1.0%, Mn: ⁇ 1.5%, P: ⁇ 0.06%, S: ⁇ 0.03%, Cr: 11 to 23%, Ni: ⁇ 2.0%, Mo: 0.5 to 3.0%, Al: ⁇ 1.0%, N: ⁇ 0.04%, Cr + 3.3Mo ⁇ 18 Satisfying the relational expression, satisfying the relational expression of Nb: ⁇ 0.8%, Ti: ⁇ 1.0%, 18 ⁇ Nb / (C + N) + 2Ti / (C + N) ⁇ 60 A ferritic stainless steel sheet containing a ferrite crystal grain number of 6.0 or more and an average r value of 2.0 or more is disclosed.
  • Patent Document 7 in mass%, C: ⁇ 0.01%, Si: ⁇ 1.0%, Mn: ⁇ 1.5%, P: ⁇ 0.06%, S: ⁇ 0.03%, Al: ⁇ 1.0%, Cr: 11-20%, Ni: ⁇ 2.0%, Mo: 0.5-3.0%, V: 0.02-1.0%, N: ⁇ 0. Steel plate that contains 04%, Nb: 0.01 to 0.8%, Ti: 0.01 to 1.0%, or one or two, and is deformed by 25% by uniaxial tension A ferritic stainless steel sheet having a surface waviness height of 50 ⁇ m or less is disclosed. Both Patent Document 6 and Patent Document 7 deal with corrosion resistance against ordinary gasoline and do not describe biofuel.
  • Materials used for automobile fuel supply system parts are mainly required to have strength, corrosion resistance and brazing.
  • Stainless steel expresses corrosion resistance by forming a passive film rich in Cr on the surface, and a higher protective film is formed as a material having a higher Cr content, and exhibits excellent corrosion resistance.
  • Stainless steel when the stainless steel is brazed, it is necessary to reduce and remove the passive film once.
  • the reduction characteristics of a passive film formed on stainless steel, particularly high Cr stainless steel have not been considered.
  • Stainless steel with a high Cr content has a high reduction resistance of the passive film.
  • stainless steel that has both corrosion resistance and brazing has not been proposed.
  • the present invention has been proposed in view of such conventional circumstances.
  • the first object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet having excellent brazing properties that can be suitably used as a material for members assembled by brazing and joining such as heat exchangers.
  • a second object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet that can be suitably used as a material for a member assembled by brazing and joining such as a fuel supply system member and has excellent brazeability.
  • a second object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel for a fuel supply system member and a fuel supply system component that have both corrosion resistance and brazing properties and are excellent in strength.
  • the gist of the first aspect of the present invention aimed at solving the first problem is as follows. [1] By mass%, C: 0.03% or less, N: 0.05% or less, Si: 1% or less, Mn: 1.2% or less, Cr: 14% or more and 28% or less, Nb: 8 ( C + N) and not more than 0.8%, and Al: not more than 0.1%, the balance being Fe and inevitable impurities, and a film satisfying Formula 1 is formed on the surface Ferritic stainless steel sheet with excellent properties.
  • Equation 1 d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) ⁇ 2.0 (Formula 1)
  • d f is a unit that indicates the thickness of nm of the coating
  • Cr f represents the Cr cations fraction in the film
  • Si f represents the Si cation fraction in the film
  • Al f is in the film
  • the Al cation fraction is shown.
  • a heat exchanger comprising a heat exchange part made of a brazed member, wherein the member is made of the ferritic stainless steel plate according to any one of [1] to [3].
  • Equation 1 d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) ⁇ 2.0 (Formula 1)
  • d f is a unit that indicates the thickness of nm of the coating
  • Cr f represents the Cr cations fraction in the film
  • Si f represents the Si cation fraction in the film
  • Al f is in the film
  • the Al cation fraction is shown.
  • the gist of the second aspect of the present invention aimed at solving the second problem is as follows. [8] By mass%, C: 0.03% or less, N: 0.05% or less, Si: 1% or less, Mn: 1.2% or less, Cr: 15% or more and 23% or less, Nb: 8 ( C + N) + 0.1% or more and 0.8% or less, and Al: 0.1% or less, the balance is Fe and inevitable impurities, and a film satisfying Formula 2 and Formula 3 is formed on the surface.
  • Ferritic stainless steel characterized by that.
  • Equation 2 d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) ⁇ 2.0 (Formula 2) 0.18 ⁇ Cr f ⁇ 0.5 (Formula 3)
  • d f is a unit that indicates the thickness of nm of the film
  • Si f denotes the Si cation fraction in the film
  • Al f denotes the Al cation fraction in the film.
  • Cr f denotes the Cr cations fraction in the film.
  • Stainless steel [10] Further, in mass%, V: 0.5% or less, W: 1% or less, B: 0.005% or less, Zr: 0.5% or less, Sn: 0.5% or less, Co: 0 .2% or less, Mg: 0.002% or less, Ca: 0.002% or less, REM: 0.01% or less, Sb: 0.5% or less, Ta: 0.5% or less, and Ga: 0.
  • a fuel supply system component comprising a brazed member, wherein the member is made of the ferritic stainless steel according to any one of [8] to [10].
  • Equation 2 d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) ⁇ 2.0 (Formula 2) 0.18 ⁇ Cr f ⁇ 0.5 (Formula 3)
  • d f is a unit that indicates the thickness of nm of the film
  • Si f denotes the Si cation fraction in the film
  • Al f denotes the Al cation fraction in the film.
  • Cr f denotes the Cr cations fraction in the film.
  • the ferritic stainless steel sheet according to the first aspect can be suitably used for automobile parts such as EGR coolers, oil coolers, exhaust heat recovery devices, and fuel delivery parts.
  • the ferritic stainless steel plate according to the first aspect is a heat exchanger related to hot water supply, for gas, to a secondary heat exchanger of a latent heat recovery type water heater, and for electricity, an Ecocute (registered trademark) plate type heat exchanger. It can be used suitably for a vessel.
  • the ferritic stainless steel plate according to the first aspect can be suitably used for members of heat exchangers of various plants assembled by other brazing joints.
  • the ferritic stainless steel according to the second aspect of the present invention, the ferritic stainless steel for fuel supply system members, and the fuel supply system parts are excellent in brazeability, excellent in corrosion resistance in biofuel, and more excellent. Has strength.
  • the present embodiment is directed to a ferritic stainless steel sheet used as a material for a member to be brazed using Ni brazing or Cu brazing. Brazing is performed at 950 to 1200 ° C. in a vacuum or in a hydrogen atmosphere. At this time, argon gas, nitrogen gas, or the like may be used in combination for atmosphere control or replacement. In brazing, the base material (raw material) is wetted to fill the gap, thereby joining the base material. When an oxide film is present on the surface of the material, it becomes difficult to wet and brazeability is hindered.
  • a Cr-rich (Fe, Cr) oxide film is formed, thereby exhibiting excellent corrosion resistance. In order to ensure wettability, it is necessary to remove this film.
  • brazing is performed under conditions of a vacuum degree or a low dew point. Specifically, the brazing of the stainless steel plate is performed under a condition lower than the vacuum level or dew point at which Cr and Cr 2 O 3 are balanced at the brazing temperature. When brazing a stainless steel plate, the stainless steel is usually kept at the brazing temperature for about 10 to 30 minutes. How can the film formed on the surface of the stainless steel plate be reduced within this finite time? However, it will have a great influence on the brazability.
  • (Formula 1) is based on the following matters.
  • the Cr cation fraction in the (Fe, Cr) oxide film formed on the surface is higher for stainless steel plates with higher Cr content, and is affected by the manufacturing conditions of the material before brazing, such as annealing and pickling. Also receive.
  • the thickness of the oxide film becomes thinner as the stainless steel plate having a higher Cr content, and is also affected by the material manufacturing conditions. Therefore, it is necessary to secure the brazing property by suppressing the growth of the film and reducing the film thickness for the stainless steel plate having a higher Cr content.
  • Si is contained in stainless steel sheets in an amount of 1% or less, but Si may be concentrated in the film during the finish annealing and pickling processes, and may remain in the film as Si oxide to deteriorate the brazeability. There is. The reason why the Si oxide is concentrated in the film in the finish annealing and pickling processes is not clear, but at present, it is considered as follows.
  • Fe-rich (Fe, Cr) oxide is generated in the outer layer and Cr-rich (Fe, Cr) oxide is generated in the inner layer.
  • Si can exist as an oxide inside the Cr-rich (Fe, Cr) oxide. Si oxides are more likely to be generated as Cr-rich (Fe, Cr) oxides become more stable. For this reason, as a base material factor, it is guessed that a stainless steel plate with much Cr content tends to produce Si oxide. As a manufacturing process factor, it is presumed that the higher the annealing temperature and the longer the annealing time, the easier it is to produce Si oxide.
  • the main purpose of the pickling process following the finish annealing is to dissolve and remove the (Fe, Cr) oxide generated by annealing, but at the same time, a part of the base material is also dissolved. Since the Si oxide is stable in a neutral to acidic region, it is effective to remove the Si oxide as the base material is dissolved or to treat the steel in an alkali capable of dissolving the Si oxide. In order to dissolve and remove the Si oxide together with the base material by pickling, it is conceivable to increase the temperature and concentration of the pickling solution and to increase the pickling time. In order to dissolve Si oxide in alkali, for example, the salt method (method of heating a commercially available descaling alkali salt mainly composed of NaOH and immersing steel in the alkali salt) is increased in temperature and time. Can be considered.
  • the formation and removal of Si oxide is affected by the chemical composition of the steel sheet as well as the production conditions such as annealing and pickling. For this reason, in order to ensure brazeability, it is necessary to combine the two appropriately to prevent the concentration of Si oxide in the film.
  • Al is added as necessary for the purpose of deoxidation and the like, but Al is concentrated in the film in the finish annealing and pickling processes in the same manner as Si, and remains in the film as an Al oxide to be brazed. There is a possibility of deteriorating.
  • Al oxide is formed further inside the Si oxide, that is, when Cr-rich (Fe, Cr) oxide is more stably generated.
  • the removal of the Al oxide is basically the same as that of the Si oxide, but it is difficult to remove since the Al oxide is generated inside the Si oxide. Therefore, it is important to suppress the generation, and it is presumed that lowering the annealing temperature and shortening the annealing time are useful.
  • the Si cationic fraction Si f in the film preferably is 0.1 or less, more preferably 0.05 or less.
  • the Al cation fraction Al f in the film preferably is 0.05 or less, more preferably 0.02 or less. Both are most desirably 0 (below the detection limit).
  • the thickness d f of the negative impact film on brazeability is desirable 10 nm, and more desirably from 7nm or less.
  • d f is determined by the angle decomposition method. Specifically, measurement is performed by X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) at extraction angles of 45 degrees and 90 degrees, and the Cr—O film thickness is obtained from the change in the peak shape of Cr. This is because the oxide film is a mixed oxide of Fe and Cr, and Cr is concentrated on the inner layer side of the film.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • the thickness of the surface coating of a stainless steel plate is defined, it is often defined by the thickness until the O peak intensity in the depth direction analysis becomes 1/2 of the maximum intensity.
  • Si oxide and Al oxide are contained in the coating, they are present inside the Cr-rich inner layer of the coating.
  • the thickness of the film is the same as the thickness until the O peak intensity in the depth direction analysis becomes 1/2 of the maximum intensity.
  • the thickness of the film is evaluated to be thicker.
  • the Cr cation fraction Cr f in the film is obtained in the same manner as the Si cation fraction Si f and the Al cation fraction Al f . From the viewpoint of solderability Cr f it is preferably set to 0.6 or less. More desirably, it is 0.5 or less.
  • d f thickness
  • Cr cationic fraction Cr f in the film Si cationic fraction Si f and Al cations fraction Al f of the film.
  • the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) calculated using these is 2.0 or less, preferably 1.8 or less, more preferably 1.5 or less, and 1. More preferably, it is 3 or less.
  • corrosion resistance is also important in this embodiment, and is affected by the composition of the film formed on the surface.
  • the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) be 0.6 or more, and more preferably 0.7 or more.
  • Cr cationic fraction Cr f in the film preferably set to 0.14 or more.
  • the present embodiment is made in consideration of the above examination, and provides a ferritic stainless steel sheet having excellent brazing properties, and the gist thereof is as described in the scope of claims. .
  • C (C: 0.03% or less) Since C reduces intergranular corrosion resistance and workability, it is necessary to keep the content low. For this reason, the upper limit of the C content is set to 0.03% or less. However, excessively lowering the scouring cost, it is preferable to set the lower limit of the C content to 0.002% or more.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.02%.
  • N (N: 0.05% or less) N is an element useful for pitting corrosion resistance, but its content needs to be kept low in order to reduce intergranular corrosion resistance and workability. For this reason, the upper limit of the N content is set to 0.05% or less. However, since excessively reducing the scouring cost, the lower limit of the N content is preferably set to 0.002% or more. The upper limit of the N content is preferably 0.02%. Furthermore, from the viewpoint of suppressing the coarsening of crystal grains during brazing, the total content of C and N is preferably 0.015% or more ((C + N) ⁇ 0.015%). From the viewpoint of intergranular corrosion resistance and workability, the total content of C and N is preferably 0.05% or less ((C + N) ⁇ 0.05%).
  • Si 1% or less Since Si concentrates in the surface film of a stainless steel plate after brazing and contributes to the improvement of corrosion resistance, it is preferable to contain more than 0.1% of Si. Si is useful as a deoxidizing element. However, the addition of an excessive amount facilitates the formation of a film containing Si oxide on the surface of the material before brazing and reduces the workability. Therefore, the Si content is 1% or less, preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less.
  • Mn is an element useful as a deoxidizing element and is preferably contained in an amount of 0.02% or more. However, if an excessive amount is contained, the corrosion resistance is deteriorated, so the Mn content is 1.2% or less, preferably 1% or less, more preferably 0.5% or less. The Mn content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • Cr 14% or more, 28% or less
  • Cr is an element that is fundamental in securing corrosion resistance.
  • the combustion exhaust gas flows in the passage, is cooled by cooling water or the like, and is condensed to generate corrosive condensed water. Therefore, the steel plate used for the heat exchanger is required to have corrosion resistance against the exhaust gas condensed water.
  • the corrosion resistance with respect to the salt damage from an outer surface is also required. From such a viewpoint, the Cr content needs to be at least 14%.
  • the corrosion resistance can be improved as the Cr content is increased, the Cr content is set to 28% or less in order to reduce workability and manufacturability.
  • the content of Cr is preferably 16% or more, more preferably 17% or more.
  • it is preferable that content of Cr is 23% or less, More preferably, it is 20.5% or less.
  • Nb 8 (C + N) or more, 0.8% or less
  • Nb is an element useful for fixing C and N and improving the intergranular corrosion resistance of the welded portion
  • Nb also improves high temperature strength.
  • the heat exchangers targeted in this embodiment there are members through which high-temperature gas flows, but Nb is effective from the viewpoint of strength and thermal fatigue characteristics. In this respect, it is effective to secure Nb in a solid solution state, and it is preferable to contain N (8 (C + N) + 0.03% or more).
  • Nb content is 0.8%, preferably 0.6%.
  • Al 0.1% or less Since Al has a deoxidizing effect and the like, it is an element useful for scouring and also has an effect of improving moldability. Therefore, Al is preferably contained in an amount of 0.002% or more. However, addition of an excessive amount facilitates formation of a film containing Al oxide on the surface of the material before brazing and deteriorates toughness. For this reason, the Al content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.03% or less.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment may further contain at least one of Ni: 5% or less, Cu: 1.5% or less, and Mo: 3% or less in mass%.
  • Ni can be contained in an amount of 5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Ni has an effect of improving perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensate required for the heat exchangers targeted in the present embodiment and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface.
  • Ni also has the effect of improving toughness.
  • addition of an excessive amount reduces workability and is expensive, leading to an increase in cost.
  • Ni content is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more, More preferably, it is 0.3% or more. Further, the upper limit of the Ni content is 5%, preferably 3%, more preferably 1.2%.
  • Cu can be contained in an amount of 1.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Cu has the effect of improving the perforation resistance like Ni.
  • it is preferable that Cu content is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more.
  • the upper limit of Cu content is 1.5%, preferably 1%.
  • Mo Mo can be contained in an amount of 3% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Mo is effective in improving corrosion resistance and perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensate required for the heat exchangers targeted in the present embodiment and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface.
  • it is preferable that Mo content is 0.1% or more, More preferably, it is 0.3% or more.
  • the upper limit of the Mo content is 3%, preferably 2%.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment is further mass%, V: 0.5% or less, W: 1% or less, B: 0.005% or less, Zr: 0.5% or less, Sn: 0.00%. 5% or less, Co: 0.2% or less, Mg: 0.002% or less, Ca: 0.002% or less, REM: 0.01% or less, Sb: 0.5% or less, Ta: 0.5% Any one or more of Ga and 0.01% or less may be contained below.
  • V: 0.5% or less V can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance. Addition of an excessive amount deteriorates processability and increases the cost because it is expensive. V is preferably contained in an amount of 0.5% or less, more preferably 0.3% or less. Moreover, in order to acquire the said effect, it is preferable that V content is 0.05% or more, and it is more preferable that it is 0.1% or more.
  • W can be contained in an amount of 1% or less as necessary.
  • W has an effect of improving weather resistance and perforation resistance.
  • W content is 0.2% or more, More preferably, it is 0.4% or more.
  • the upper limit of the W content is 1%, preferably 0.8%.
  • B (B: 0.005% or less) B can be contained as necessary in order to improve workability, particularly secondary workability. Addition of an excessive amount reduces intergranular corrosion resistance, so 0.005% or less is preferable. In order to acquire the said effect, it is preferable that B content is 0.0002% or more, More preferably, it is 0.0004% or more. Further, the upper limit of the B content is 0.005%, preferably 0.002%.
  • Zr 0.5% or less
  • Zr content is 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more.
  • Sn can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Sn has an effect of improving the perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensed water and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface required for the heat exchangers targeted in the present embodiment.
  • excessive addition reduces toughness.
  • Sn content is 0.02% or more, More preferably, it is 0.05% or more.
  • the upper limit of Sn content is 0.5%, Preferably it is 0.3%.
  • Co (Co: 0.2% or less) Co can be contained as necessary in order to improve secondary workability and toughness. Addition of an excessive amount leads to an increase in cost. For this reason, Co is preferably contained in an amount of 0.2% or less, and more preferably 0.15% or less. In order to acquire the said effect, it is preferable that Co content is 0.02% or more, More preferably, it is 0.05% or more.
  • Mg is a useful element for scouring because it has a deoxidizing effect and the like. Mg is also effective in improving the workability and toughness by refining the structure. For this reason, 0.002% or less of Mg can be contained as needed. In order to acquire the said effect, it is preferable that Mg content is 0.0002% or more, More preferably, it is 0.0005% or more. Further, the upper limit of the Mg content is 0.002%, preferably 0.0015%.
  • Ca is an element useful for scouring because it has a deoxidizing effect and the like, and can contain 0.002% or less of Ca as required.
  • the upper limit of the Ca content is 0.002%, preferably 0.0015%.
  • REM 0.01% or less
  • REM rare earth metal element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • 15 elements lanthanoid
  • La lanthanum
  • Lu lutetium
  • REM is an element useful for scouring because it has a deoxidizing effect and the like. If necessary, a total of 0.01% or less of REM can be contained. In order to acquire the said effect, it is preferable that REM content is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.001% or more. Further, the upper limit of the REM content is 0.01%, preferably 0.008%.
  • Sb 0.5% or less
  • Sb can be contained in an amount of 0.5% or less as necessary.
  • Sb has an effect of improving the perforation resistance.
  • the addition of an excessive amount of Sb reduces toughness.
  • Sb content is 0.001% or more, More preferably, it is 0.01% or more, Furthermore, it is 0.05% or more. Further, the upper limit of the Sb content is 0.5%, preferably 0.3%.
  • Ta can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Ta has an effect of improving perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensate required for the heat exchangers targeted in this embodiment and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface.
  • the addition of an excessive amount of Ta reduces toughness.
  • the Ta content is preferably 0.01% or more, further preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more. Further, the upper limit of the Ta content is 0.5%, preferably 0.4%.
  • Ga forms stable sulfides to improve corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Ga can be contained in an amount of 0.01% or less as required. In order to acquire the said effect, it is preferable that Ga content is 0.0002% or more, More preferably, it is 0.0005% or more. Moreover, the upper limit of Ga content is 0.01%, Preferably it is 0.005%.
  • the P content is preferably 0.04% or less, more preferably 0.035% or less from the viewpoint of weldability.
  • the amount of S is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less from the viewpoint of corrosion resistance.
  • the stainless steel plate of this embodiment can be basically manufactured by a general method for manufacturing a ferritic stainless steel plate.
  • molten steel having the above-described chemical composition is obtained in a converter or electric furnace, and scoured in an AOD furnace or a VOD furnace to obtain a steel piece by a continuous casting method or an ingot forming method.
  • the steel slab is subjected to the steps of hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, finish annealing and pickling to produce a steel plate. If necessary, the annealing of the hot-rolled sheet may be omitted, or the steps of cold rolling, finish annealing and pickling may be repeated.
  • the pickling process may be performed by combining a plurality of processes. Specifically, a salt method or a neutral salt electrolysis method is performed as the first step, and nitric acid electrolysis is performed as the second step. As a third step, immersion in nitric hydrofluoric acid may be added. Further, as a second step, immersion in nitric hydrofluoric acid may be performed.
  • the salt method is particularly useful for removing the Si oxide, and higher temperature and longer time are more effective. Of these, the longer time will lower the line speed if the equipment is the same. This leads to a decrease in the temperature of the material in front of the salt tank, and decreases the productivity.
  • the temperature of the salt method since it is known that the salt deteriorates at 530 ° C. or higher, the steel sheet is usually immersed in a salt at a temperature of about 450 to 480 ° C.
  • the temperature in the salt method is set higher than usual.
  • the salt temperature is preferably 490 ° C. or higher, more effectively 500 ° C.
  • the steel plate is preferably immersed in a temperature range of 500 ° C. or higher and 530 ° C. or lower.
  • the immersion time is desirably 2 seconds or more and 10 seconds or less.
  • T ⁇ (10t + 2 [Cr]) / 100 ⁇ 600 (where T: temperature (° C.), t: time (sec), [Cr]: Cr content (% by mass)) is satisfied. desirable.
  • the salt method is most useful for suppressing the concentration of Si oxide, it is desirable to lower the finish annealing temperature in order to suppress the amount of scale generated itself including the Si oxide.
  • the finish annealing temperature is selected according to the chemical composition of the material and the required mechanical properties. In the case of this embodiment, in order to obtain desired mechanical properties, it is effective and desirable to lower by 5 to 20 ° C. from the normal finish annealing temperature. Specifically, the finish annealing temperature is desirably 1000 ° C. or less, and more desirably 970 to 990 ° C. Regarding the lower limit temperature of the finish annealing temperature, it is sufficient that the cold-rolled sheet is finish-annealed to have a metal structure having a recrystallized structure and have desired mechanical properties.
  • the heat exchanger of the present embodiment includes a heat exchange part and a case that covers the outside thereof.
  • a heat exchange part is produced combining a member.
  • the member is produced by forming the ferritic stainless steel plate of the present embodiment into various shapes such as a rectangle, a tube, and a corrugated shape.
  • the exhaust gas path and the cooling water path are arranged separately.
  • an inlet and an outlet of a pipe through which exhaust gas passes and a pipe through which cooling water passes are arranged.
  • the number of members constituting the heat exchange unit is large, and the members have a complicated shape. Many of these members are joined by brazing.
  • a brazing material used for brazing Cu brazing and / or Ni brazing is preferably used.
  • As for the Ni brazing it is preferable to use a Ni alloy brazing containing Cr or Si.
  • This embodiment is intended for brazing a member made of stainless steel using Ni brazing or Cu brazing. Brazing is performed by wetting the members and filling the gaps between the members. When an oxide film is present on the surface of stainless steel constituting the member to be brazed, the member becomes difficult to wet and brazeability is hindered.
  • a Cr-rich (Fe, Cr) oxide film (passive film) is formed, thereby exhibiting excellent corrosion resistance.
  • the brazing temperature is usually maintained for about 10 to 30 minutes. In such a finite time, how to reduce the coating formed on the surface of the stainless steel has a great influence on the brazeability.
  • (Formula 2) is based on the following matters.
  • (C) is formed on the surface of the stainless steel (Fe, Cr) oxide film is, the more the film thickness d f is rich in thick Cr, less likely to be reduced.
  • (D) When Si oxide or Al oxide that is not reduced under normal brazing conditions is contained in the oxide film, the reducibility of the film is lowered and the brazing property is deteriorated.
  • Is formed on the surface (Fe, Cr) is Cr cation fraction Cr f in the oxide film, higher the more stainless steel having Cr content, such as annealing and pickling, manufacturing conditions of the material before being brazed Also affected by.
  • the thickness of the oxide film becomes thinner as the stainless steel having a higher Cr content, and is also affected by the material manufacturing conditions. Therefore, the higher the Cr content, the lower the oxide film growth and the thinner the film thickness, so that the above (Equation 2) is satisfied and the brazing property must be ensured.
  • Si is contained in the stainless steel in an amount of 1% or less. Si is concentrated in the film in the finish annealing and pickling processes, and remains in the film as Si oxide, which may deteriorate brazing properties. The reason why the Si oxide is concentrated in the film in the finish annealing and pickling processes is not clear, but at present, it is considered as follows. When stainless steel is annealed in the atmosphere, Fe-rich (Fe, Cr) oxide is produced in the outer layer and Cr-rich (Fe, Cr) oxide is produced in the inner layer. And Si can exist as an oxide inside the Cr-rich (Fe, Cr) oxide of the inner layer. Si oxides are more likely to be generated as Cr-rich (Fe, Cr) oxides become more stable.
  • the pickling process following the finish annealing is mainly intended to dissolve and remove (Fe, Cr) oxide generated by annealing, and at the same time, a part of the base material is also dissolved.
  • Si oxide is stable in the neutral to acidic range. For this reason, it is effective to remove the Si oxide along with the dissolution of the base material or to treat in an alkali capable of dissolving the Si oxide.
  • a salt method (a method of heating a commercially available desalting alkali salt mainly composed of NaOH and immersing steel in the alkali salt) and increasing the temperature for a long time. Can be considered.
  • the generation and removal of Si oxides are affected by the chemical composition of steel as well as the manufacturing conditions such as annealing and pickling. Therefore, in order to ensure brazing properties, it is preferable to appropriately combine the two to prevent concentration of Si oxide in the film.
  • Al is added for the purpose of deoxidation and the like. Like Si, Al is concentrated in the film in the finish annealing and pickling steps, and remains in the film as Al oxide, which may deteriorate the brazing property. Al oxide is formed further inside the Si oxide, that is, when Cr-rich (Fe, Cr) oxide is more stably generated.
  • the method for removing the Al oxide is basically the same as the method for removing the Si oxide. However, since Al oxide is generated inside Si oxide, it is difficult to remove. Therefore, it is important to suppress the formation of Al oxide, and it is presumed that lowering the annealing temperature and shortening the annealing time are useful.
  • Si oxide and the Al oxide in the coating formed on the surface of the stainless steel adversely affect the brazing property. Therefore, it is necessary to suppress the Si cation fraction Si f and Al cations fraction Al f in the coating low.
  • Both the Si cation fraction Si f and the Al cation fraction Al f are determined from the results of quantitative analysis of the outermost surface in X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). Note that only cations were used as cations.
  • Si cationic fraction Si f in the film is desirably 0.1 or less, more preferably 0.05 or less.
  • Al cation fraction Al f in the film is preferably 0.05 or less, more preferably 0.02 or less. Both are most desirably 0 (below the detection limit).
  • the thickness d f of the negative impact film on brazeability is desirable 10 nm, and more desirably from 7nm or less.
  • d f is determined by the angle decomposition method. Specifically, measurement is performed by X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) at extraction angles of 45 degrees and 90 degrees, and the Cr—O film thickness is obtained from the change in the peak shape of Cr. This is because the oxide film is a mixed oxide of Fe and Cr, and Cr is concentrated on the inner layer side of the film.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • the thickness of the film formed on the surface of stainless steel it is defined as the thickness until the O peak intensity in the depth direction analysis becomes 1/2 of the maximum intensity.
  • Si oxide and Al oxide are contained in the film, these are formed inside the inner layer made of Cr-rich (Fe, Cr) oxide.
  • the thickness of the film is the same as the thickness until the O peak intensity in the depth direction analysis becomes 1/2 of the maximum intensity Then, it is evaluated thicker.
  • the Cr cation fraction Cr f in the film is obtained in the same manner as the Si cation fraction Si f and the Al cation fraction Al f .
  • Cr f is set to 0.5 or less from the viewpoint of brazeability.
  • Cr f is desirably 0.45 or less, and more desirably 0.4 or less.
  • the upper limit value of the Cr cation fraction Cr f in the film, the film thickness d f , the Si cation fraction Si f , and the preferred range for the Al cation fraction Al f are shown. It was.
  • the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) is 2.0 or less, preferably 1.8 or less, more preferably 1.5 or less, as shown in (Formula 2). .3 or less is more preferable.
  • the present inventors obtained biofuels such as bioethanol and biodiesel, and conducted a detailed investigation and analysis on the oxidative deterioration behavior and the corrosiveness to stainless steel in comparison with ordinary gasoline. As a result, it was found that the fatty acid in the biofuel which was oxidized and deteriorated was distributed to the aqueous phase and developed corrosiveness, and the corrosiveness was expressed by the organic acid concentration corresponding to about 100 times that of gasoline.
  • the temperature of the fuel supply system parts close to the engine rises to about 90-100 ° C, and along with the temperature itself, fatty acids are easily distributed from the biofuel to the water phase, and the corrosive environment becomes severe.
  • This corrosive environment is a severe condition as compared with a corrosion test (temperature 40 to 50 ° C.) against oxidation-degraded gasoline.
  • bioethanol in the biofuel moves to the aqueous phase and enlarges the aqueous phase, and becomes a factor that hinders maintaining a passive state particularly in stainless steel.
  • the fuel supply system parts that are placed closer to the engine are better than the fuel pipes and fuel tanks that use ordinary gasoline. Corrosion resistance is required. Therefore, the corrosion resistance of stainless steel in the environment of acidic fatty acid at high temperature was studied earnestly. As a result, the Cr content of the base material is 15% or more, and the Cr cations fraction Cr f in the film was found that there needs to be 0.18 or more. To obtain a more stable corrosion resistance, the Cr content of the base material is 17% or more, and the Cr cations fraction Cr f in the film desirably contains less than 0.20.
  • the present embodiment provides a ferritic stainless steel for a fuel supply system member in which the strength is considered in addition to the above knowledge, and the gist thereof is the contents as described in the claims.
  • the reason why each composition of the ferritic stainless steel for the fuel supply system member is limited will be described. In the following description, unless otherwise specified,% of each component represents mass%.
  • the upper limit of the C content is 0.03% or less, preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • N (N: 0.05% or less) N is an element useful for pitting corrosion resistance, but its content needs to be kept low in order to reduce intergranular corrosion resistance and workability. For this reason, the upper limit of the N content is 0.05% or less, preferably 0.02% or less. However, excessively reducing the N content increases the scouring cost as well as the required strength cannot be obtained. For this reason, it is preferable that the minimum of content of N shall be 0.002% or more, More preferably, it is 0.003% or more. Furthermore, it is preferable that the total content of C and N is 0.015% or more ((C + N) ⁇ 0.015%) from the viewpoint of suppressing grain coarsening during brazing. From the viewpoint of intergranular corrosion resistance and workability, the total content of C and N is preferably 0.05% or less ((C + N) ⁇ 0.05%).
  • Si (Si: 1% or less) Si facilitates the formation of a film containing Si oxide on the surface of the material before brazing and reduces workability. Therefore, the Si content is 1% or less, preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less. Since Si concentrates on the surface film of stainless steel after brazing and contributes to improvement of corrosion resistance and is useful as a deoxidizing element, the amount of Si is preferably 0.1% or more, more preferably more than 0.1%. is there.
  • Mn (Mn: 1.2% or less) Mn deteriorates corrosion resistance. Therefore, the Mn content is 1.2% or less, preferably 1% or less, more preferably 0.5% or less. Mn is an element useful as a deoxidizing element, and preferably contains at least 0.02% or more of Mn. The amount of Mn is more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1%. % Or more.
  • Cr 15% or more, 23% or less
  • Cr is an element that is fundamental for ensuring corrosion resistance in biofuels. It is necessary to contain at least 15% of Cr, and the amount of Cr is preferably 17% or more. The corrosion resistance can be improved as the Cr content is increased. However, addition of an excessive amount of Cr deteriorates workability and manufacturability. Therefore, the Cr content is 23% or less, preferably 20.5% or less.
  • Nb 8 (C + N) + 0.1% or more, 0.8% or less
  • Nb is an element useful for fixing C and N and improving the intergranular corrosion resistance of the weld. For this reason, it is necessary to contain Nb at least eight times the (C + N) amount. Further, Nb has a great effect of improving the strength in a solid solution state, so that the strength and fatigue characteristics are improved. From this point, it is effective to secure solid solution Nb. Therefore, Nb must be contained in an amount of 8 (C + N) + 0.1% or more, and the amount of Nb is preferably 8 (C + N) + 0.2% or more. However, the addition of an excessive amount of Nb decreases workability and manufacturability. For this reason, the upper limit of Nb content is 0.8%, preferably 0.6% or less.
  • Al (Al: 0.1% or less) Al facilitates the formation of a film containing Al oxide on the surface of the material before brazing and degrades toughness. Therefore, the Al content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.03% or less. Al is a useful element for scouring because it has a deoxidizing effect and the like, and has an effect of improving moldability. Therefore, the Al content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • the stainless steel of the present embodiment may further contain at least one of Ni: 2% or less, Cu: 1.5% or less, and Mo: 3% or less in mass%.
  • Ni Ni can be contained in an amount of 2% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Ni has the effect of improving the corrosion resistance against salt damage from the outer surface required in the fuel supply system component that is the subject of this embodiment.
  • Ni also has the effect of improving strength.
  • the amount of Ni is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, and further preferably 0.3% or more.
  • the addition of an excessive amount of Ni reduces workability and is expensive, leading to an increase in cost. Therefore, the Ni content is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.2% or less.
  • Cu can be contained in an amount of 1.5% or less as needed in order to improve the corrosion resistance.
  • Cu like Ni, has an effect of improving the corrosion resistance against salt damage from the outer surface required in the fuel supply system component targeted in this embodiment.
  • Cu also has the effect of improving strength.
  • the amount of Cu is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, and further preferably 0.3% or more.
  • the Cu content is preferably 1% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Mo Mo can be contained in an amount of 3% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Mo has the effect of improving the corrosion resistance against salt damage from the outer surface as well as the corrosion resistance in the biofuel required for the fuel supply system parts targeted in the present embodiment.
  • Mo also has the effect of improving strength.
  • the amount of Mo is preferably 0.1% or more, more preferably 0.3% or more, and further preferably 0.7% or more.
  • the addition of an excessive amount of Mo reduces workability and is expensive, leading to an increase in cost. Therefore, the Mo content is preferably 2.2% or less, and more preferably 2% or less.
  • V 0.5% or less
  • W 1% or less
  • B 0.005% or less
  • Zr 0.5% or less
  • Sn 0.5 % Or less
  • Co 0.2% or less
  • Mg 0.002% or less
  • Ca 0.002% or less
  • REM 0.01% or less
  • Sb 0.5% or less
  • Ta 0.5% or less
  • Ga Any one or more of 0.01% or less may be contained.
  • V 0.5% or less
  • V can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • the V amount is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • the content of V is preferably 0.3% or less.
  • W can be contained in an amount of 1% or less as required.
  • W has an effect of improving the corrosion resistance against salt damage from the outer surface required in the fuel supply system component that is the subject of this embodiment.
  • the W amount is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.5% or more. Addition of an excessive amount of W deteriorates workability and is expensive, leading to an increase in cost. For this reason, the W content is preferably 0.8% or less.
  • B can be contained in an amount of 0.005% or less as required in order to improve workability, particularly secondary workability.
  • the amount of B is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0003% or more. Addition of an excessive amount of B reduces intergranular corrosion resistance. For this reason, it is preferable that content of B is 0.0015% or less.
  • Zr 0.5% or less
  • Zr can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve corrosion resistance, particularly intergranular corrosion resistance.
  • the amount of Zr is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more. Addition of an excessive amount of Zr deteriorates workability and is expensive, leading to an increase in cost. For this reason, the content of Zr is preferably 0.3% or less.
  • Sn can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Sn has an effect of improving the perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensed water and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface required for the heat exchangers targeted in the present embodiment.
  • the Sn content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • addition of an excessive amount of Sn reduces toughness. For this reason, it is preferable that content of Sn is 0.3% or less.
  • Co (Co: 0.2% or less) Co can be contained in an amount of 0.2% or less as required in order to improve secondary workability and toughness.
  • the amount of Co is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the addition of an excessive amount of Co leads to an increase in cost. For this reason, the Co content is preferably 0.15% or less.
  • Mg is an element useful for scouring because it has a deoxidizing effect and the like, and is effective in refining the structure and improving workability and toughness. From this, Mg can be contained in an amount of 0.002% or less as required. In order to obtain a stable effect by containing Mg, the amount of Mg is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more. The Mg content is preferably 0.0015% or less in order to form sulfides and deteriorate the corrosion resistance.
  • Ca is an element useful for scouring because it has a deoxidizing effect and the like, and can be contained in an amount of 0.002% or less as required.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0004% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0015% or less in order to form sulfides and deteriorate the corrosion resistance.
  • REM 0.01% or less
  • REM rare earth metal element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • lanthanoid lanthanum
  • Lu lutetium
  • REM is an element useful for scouring because it has a deoxidizing effect and the like, and can be contained in an amount of 0.01% or less as required.
  • the amount of REM is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • the REM content is preferably 0.008% or less because it leads to an increase in cost.
  • Sb 0.5% or less
  • Sb can be contained in an amount of 0.5% or less as necessary.
  • Sb has an effect of improving the perforation resistance.
  • the addition of an excessive amount of Sb reduces toughness.
  • Sb content is 0.001% or more, More preferably, it is 0.01% or more, Furthermore, it is 0.05% or more. Further, the upper limit of the Sb content is 0.5%, preferably 0.3%.
  • Ta can be contained in an amount of 0.5% or less as required in order to improve the corrosion resistance.
  • Ta has an effect of improving perforation resistance in the corrosion resistance against exhaust gas condensate required for the heat exchangers targeted in this embodiment and the corrosion resistance against salt damage from the outer surface.
  • the addition of an excessive amount of Ta reduces toughness.
  • the Ta content is preferably 0.01% or more, further preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more. Further, the upper limit of the Ta content is 0.5%, preferably 0.4%.
  • Ga forms stable sulfides to improve corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Ga can be contained in an amount of 0.01% or less as required. In order to acquire the said effect, it is preferable that Ga content is 0.0002% or more, More preferably, it is 0.0005% or more. Moreover, the upper limit of Ga content is 0.01%, Preferably it is 0.005%.
  • the P content is preferably 0.04% or less, more preferably 0.035% or less from the viewpoint of weldability.
  • the amount of S is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less from the viewpoint of corrosion resistance.
  • the stainless steel of this embodiment is basically manufactured by a general method for manufacturing ferritic stainless steel.
  • molten steel having the above-described chemical composition is obtained in a converter or electric furnace, and scoured in an AOD furnace or a VOD furnace to obtain a steel piece by a continuous casting method or an ingot forming method.
  • the steel slab is subjected to the steps of hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, finish annealing and pickling to produce a steel plate. If necessary, the annealing of the hot-rolled sheet may be omitted, or the steps of cold rolling, finish annealing and pickling may be repeated.
  • the pickling process may be performed by combining a plurality of processes. Specifically, a salt method or a neutral salt electrolysis method is performed as the first step, and nitric acid electrolysis is performed as the second step. As a third step, immersion in nitric hydrofluoric acid may be added. Further, as a second step, immersion in nitric hydrofluoric acid may be performed.
  • the salt method is particularly useful for removing the Si oxide, and it is effective to increase the temperature and lengthen the time. Of these, the longer time will lower the line speed if the equipment is the same. This leads to a decrease in the temperature of the material in front of the salt tank, and decreases the productivity.
  • the temperature of the salt method since it is known that the salt deteriorates at 530 ° C. or higher, the steel sheet is usually immersed in a salt at a temperature of about 450 to 480 ° C.
  • the salt temperature is set higher than usual in order to efficiently remove the Si oxide.
  • the salt temperature is preferably 490 ° C. or higher, more effectively 500 ° C. or higher, and the steel plate is preferably immersed in a temperature range of 500 ° C. or higher and 530 ° C. or lower.
  • the salt immersion time is 2 seconds or more and 10 seconds or less.
  • the higher temperature of the salt is likely to lead to deterioration of the surface properties, and the stainless steel having a higher Cr content is more likely to be deteriorated.
  • the temperature and immersion time of the salt are T ⁇ (10t + 2 [Cr]) / 100 ⁇ 600 (where T: temperature (° C.), t: immersion time (sec), [Cr]: Cr content ( It is desirable to satisfy mass%)).
  • the salt method in the pickling process is most useful for suppressing the concentration of Si oxide.
  • the finish annealing temperature is selected according to the chemical composition of the material, the required mechanical properties, and the like. In the case of the present embodiment, it is effective and desirable to lower the temperature by 5 to 20 ° C. from the normal annealing temperature selected for obtaining desired mechanical properties.
  • the finish annealing temperature is desirably 1000 ° C. or less, and more desirably 970 to 990 ° C.
  • the lower limit temperature of the finish annealing temperature is not limited as long as the cold-rolled sheet is finish-annealed to have a metal structure having a recrystallized structure and have desired mechanical properties.
  • the component according to this embodiment includes a brazed member.
  • the member is made of the ferritic stainless steel of this embodiment in the shape of a plate, a tube, a rod, or the like, or a processed product thereof. Since the component of this embodiment is formed by brazing and joining members, it can correspond to a component having a complicated shape composed of a large number of members.
  • Cu brazing and / or Ni brazing is preferably used as a brazing material. Among these, regarding Ni brazing, Ni alloy brazing containing Cr or Si is preferably used.
  • the oxide film present on the surface of the stainless steel is reduced during brazing, and therefore brazing is performed under a condition of a low degree of vacuum or a dew point.
  • the brazing temperature is performed under a condition lower than the degree of vacuum or dew point at which Cr and Cr 2 O 3 are in equilibrium.
  • the brazing joining can be performed, for example, in a vacuum or in a hydrogen atmosphere at a temperature of 950 to 1200 ° C. for about 10 to 30 minutes.
  • argon gas, nitrogen gas, or the like may be used as a gas for atmosphere control or atmosphere replacement.
  • Example 1 30 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace to produce a 17 kg flat steel ingot. Next, the steel ingot was hot rolled to a thickness of 4.5 mm at a heating temperature of 1200 ° C. The hot-rolled sheet was annealed at 950 ° C., and then the scale was removed by alumina shot to cold-roll the hot-rolled sheet to a plate thickness of 1 mm. Thereafter, finish annealing was performed, and the scale was removed by a salt method and immersion in nitric hydrofluoric acid.
  • the finish annealing temperature was the temperature shown in Table 1, and the holding time was 1 minute.
  • a salt method a method of heating a commercially available desalting alkali salt mainly composed of NaOH and immersing the steel sheet in the alkali salt, the heating temperature was set to the temperature shown in Table 1, and the immersion time was set to 5 seconds.
  • nitric hydrofluoric acid a 3% HF-10% HNO 3 solution heated to 55 ° C. was used, and the steel sheet was immersed in this solution for 10 seconds.
  • the brazing property was evaluated and the surface film of the material was analyzed.
  • Table 2 shows the wax spread coefficient. Note that the wax spreading coefficient is an average value of the three plates. In the present embodiment, the wax spreading coefficient is preferably 2 or more, and more preferably 4 or more.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • Table 2 the values of the thickness d f of the oxide film, Cr cationic fraction Cr f, Si cationic fraction Si f, Al cation fraction Al f and d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f) (A value ).
  • the example of the present invention in which the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) is 2.0 or less has a brazing spread coefficient of 2 or more and is excellent in brazing.
  • the brazing spread coefficient becomes less than 2 and the brazing property is inferior.
  • Inventive steel 1-3 and comparative steel 1-1 have similar chemical compositions, but a clear difference in the wax spread coefficient is observed.
  • the comparative steel 1-1 has a higher Si cation fraction Si f in the film, and the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) is 2.0. It is because it exceeded.
  • the comparative steel 1-1 has a lower salt temperature, so it is considered that the Si oxide formed in the annealing process could not be removed and was concentrated.
  • the comparative steel 1-5 and the inventive steel 1-1 have the same chemical composition. However, in the comparative steel 1-5, the annealing temperature was increased and the salt temperature was lowered, so that d f ⁇ Cr f +5 ( The value of (Si f + 3Al f ) exceeds 2.0. For this reason, compared with the inventive steel 1-1, the comparative steel 1-5 has a greatly reduced brazing coefficient. This is presumably because, in Comparative Steel 1-5, the Si oxide formed in the annealing process was concentrated without being removed.
  • Example 2 30 kg of molten steel having the chemical composition shown in Table 3 was melted in a vacuum melting furnace to produce a 17 kg flat steel ingot. Next, the steel ingot was hot rolled to a thickness of 4.5 mm at a heating temperature of 1200 ° C. The obtained hot-rolled sheet was annealed at 950 ° C., then the scale was removed by alumina shot, and the hot-rolled sheet was cold-rolled to a plate thickness of 1 mm. Then, finish annealing was performed with respect to the obtained cold-rolled sheet, and the scale was removed (pickling) by a salt method and immersion in nitric hydrofluoric acid.
  • the finish annealing temperature was the temperature shown in Table 4, and the holding time was 1 minute.
  • the salt method a method of heating a commercially available alkaline desalting salt mainly composed of NaOH and immersing the steel sheet in the alkaline salt was used. In the salt method, the heating temperature of the salt was set to the temperature shown in Table 4, and the immersion time was 5 seconds. In the nitric hydrofluoric acid immersion, a 3% HF-10% HNO 3 solution heated to 55 ° C. was used, and the steel sheet was immersed in this solution for 10 seconds.
  • Inventive steel 2-4 has the same composition as comparative steel 2-6.
  • Corrosion tests were conducted under conditions simulating oxidatively degraded biofuel. Two test pieces each having a width of 25 mm and a length of 100 mm were cut out from the cold-rolled steel sheet and degreased using an organic solvent. As the test solution, an aqueous solution in which NaCl was dissolved so that the amount of formic acid was 0.1%, the amount of acetic acid was 1%, and the Cl ion concentration was 100 ppm was used. The test temperature was 95 ° C. and the test time was 168 h. Other test conditions were in accordance with JASO-M611-92-A.
  • the corrosion weight loss was determined from the mass change of the test piece before and after the test.
  • the presence or absence of local corrosion was determined as shown below using the optical microscope for the entire test piece. That is, the case where a corrosion mark exceeding 10 ⁇ m, which is the detection limit of the corrosion depth measurement value by the depth of focus method, is defined as “local corrosion”, and the case where a corrosion mark exceeding 10 ⁇ m is not detected is defined as “local It was defined as “no corrosion”.
  • Table 4 shows the wax spread coefficient. Note that the wax spreading coefficient is an average value of the three plates. In the present embodiment, the wax spreading coefficient is preferably 2 or more, and more preferably 4 or more.
  • XPS X-ray photoelectron spectroscopy
  • Table 4 the values of the thickness d f of the oxide film, Cr cationic fraction Cr f, Si cationic fraction Si f, Al cation fraction Al f and d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f) (A value ).
  • Invention Examples 2-1 to 2-12 have a 0.2% proof stress of 250 MPa or more, no corrosion in a corrosion test under conditions simulating oxidatively deteriorated biofuel, and wax spreading.
  • the coefficient is 2 or more, and the brazing property is excellent.
  • Comparative Example 2-1 having a Cr content of less than 15% the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) is 2.0 or less, but the Cr cation fraction Cr f is less than 0.18. there were. Although it has a wax spreading coefficient of 2 or more, it has poor corrosion resistance in an environment simulating biodegraded biofuel.
  • Comparative Examples 2-2, 2-4, and 2-6 in which the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) exceeds 2.0, the brazing coefficient is less than 2, and the brazing property is inferior.
  • Comparative Example 2-3 since the Cr content is large, the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) exceeds 2.0, the Cr cation fraction Crf is increased, and the wax spreading coefficient is 2 It became less than.
  • Comparative Example 2-5 since the Nb content in the steel sheet is small, the 0.2% proof stress is less than 250 MPa and the strength is inferior.
  • Comparative Example 2-7 since the Cr content was large, the value of d f ⁇ Cr f +5 (Si f + 3Al f ) exceeded 2.0, and the wax spreading coefficient was less than 2.
  • the ferritic stainless steel sheet with excellent brazing performance according to the first embodiment is a secondary part of an automobile part such as an EGR cooler, an oil cooler, an exhaust heat recovery unit, a fuel delivery system, or a latent heat recovery type gas water heater.
  • an EGR cooler an oil cooler
  • an exhaust heat recovery unit a fuel delivery system
  • a latent heat recovery type gas water heater a latent heat recovery type gas water heater.
  • CO 2 refrigerant heat pump water heaters common name: Ecocute (registered trademark)
  • plate type heat exchangers and other heat exchangers such as heat exchangers of various plants, etc. It is suitable as a material.
  • the ferritic stainless steel according to the second embodiment is suitable for automobile fuel supply parts, particularly fuel injection parts for direct injection engines that tend to cause pulsation due to fluctuations in fuel pressure, and can be applied regardless of region. is there.
  • the ferritic stainless steel according to the second embodiment is a part close to the engine, such as a delivery pipe, a fuel pump part, a fuel pressure adjusting part, etc., among the fuel supply parts. Suitable for parts used below.

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Abstract

　このフェライト系ステンレス鋼板の一態様は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｒ：１４％以上２８％以下、Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上０．８％以下、及びＡｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に式１を満足する皮膜が形成されている。　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式１）　ｄｆは皮膜の厚さ（ｎｍ）を示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。

Description

ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、熱交換器、熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼、燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼、及び燃料供給系部品
　本発明は、ろう付け接合により組み立てられる部材の素材として使用されるフェライト系ステンレス鋼板、並びにこれを用いた熱交換器及び燃料供給系部品に関する。
　本願は、２０１３年３月２９日に日本に出願された特願２０１３－０７１７４０号及び２０１３年７月１７日に日本に出願された特願２０１３－１４８９５１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、環境問題に対する意識の高まりから、排ガス規制がより強化されると共に、炭酸ガス排出抑制に向けた取り組みが進められている。また、バイオエタノールやバイオディーゼル燃料といった燃料面からの取り組みに加え、より一層の軽量化や、排出ガス再循環装置（ＥＧＲ（Ｅｘｈａｕｓｔ Ｇａｓ Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ））、ＤＰＦ（Diesel Particulate Filter）、尿素ＳＣＲ（Selective Catalytic Reduction）システムといった排ガス処理装置を設置する取り組みが実施されている。さらに、燃費向上を目的として、排気熱を熱回収する排熱回収器も搭載されはじめている。
　このなかで、ＥＧＲクーラでは、エンジン冷却水を用いてエンジンの排ガスを冷却し、次いで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、有毒ガスであるＮＯｘを低減させる。また、排熱回収器は、排ガスでエンジン冷却水を加熱してヒータやエンジンの暖機に活用するシステムであり、排気熱再循環システムとも呼ばれる。これにより、ハイブリッド車では、コールドスタートからエンジンストップまでの時間が短縮され、特に冬季において、燃費向上に寄与している。
　更に給湯機器分野においても、環境対応型の機器の普及に応じて、熱交換器の適用が広がっている。ガス給湯器では、従来そのまま排気していた１５０～２００℃程度の高温排ガスからの潜熱を回収するために、ステンレス鋼製の二次熱交換器を追加した潜熱回収型ガス給湯器の普及が進んでいる。また電気温水器も従来はヒータを内蔵するタイプであったが、電気エネルギーを１／３以下に低減可能なＣＯ２冷媒ヒートポンプ式給湯器；通称エコキュート（登録商標）への切換が進んでおり、ここにも熱交換器が使用されている。
　このような熱交換器には、良好な熱効率が要求され熱伝導性が良好であるとともに、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。自動車部品の場合、冷却水の漏れという重大な事故につながる可能性のあるＥＧＲクーラや排熱回収器には、より一層の安全性が求められ、より優れた耐食性が要求される。また、熱交換部の構造は複雑なことから、溶接接合により組み立てられる場合もあるが、ろう付け接合により組み立てられる場合もある。ろう付け接合により組み立てられる熱交換部の材料には、良好なろう付け性が必要となる。
　熱交換器に用いられる材料は、一般にＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６Ｌといったオーステナイト系ステンレス鋼が用いられるが、熱伝導率に加え、耐粒界腐食性や耐応力腐食割れ性の観点からフェライト系ステンレス鋼が注目されている。
　特許文献１には、Ｃ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．５～１３．５％、Ｎ：０．０５％以下、及びＴｉ、ＮｂおよびＴａの少なくとも１種を含み、ろう付け充填材料によって湿潤されることを特徴とするフェライトステンレス鋼が開示されている。ここで、Ｔｉ量は湿潤性に影響することから０．１２％以下に規定しており、ろう付けの見地からは無添加が望ましいとしている。
　特許文献２には、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０２～１．５％、Ｍｎ：０．０２～２％、Ｃｒ：１０～２２％、Ｎｂ：０．０３～１％、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．０５％以下を含有する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。特許文献２では、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの関係式からＴｉおよびＡｌの量を制限することにより、ろう付け性を確保している。
　特許文献３には、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．１％を超え１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：１６～２５％、Ｎｂ：０．１５～０．８％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下を含有するろう付け用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。特許文献３では、Ｔｉに加えＡｌ添加量をさらに厳しく制限することにより、特に水素雰囲気におけるろう付け性を確保している。
　ＥＧＲクーラや排熱回収器等に備えられる熱交換器には、優れた耐食性が要求されるため、一般にＣｒ量の多いフェライト系ステンレス鋼が適用される。ステンレス鋼は、表面にＣｒに富む不働態皮膜を形成して耐食性を発現しているが、Ｃｒ量の多い材料ほど保護性の高い皮膜が形成される。一方、ろう付け時にはこの不働態皮膜をいったん還元除去する必要がある。しかし、従来、ステンレス鋼、特に高Ｃｒのステンレス鋼に形成される不働態皮膜の還元特性は考慮されていなかった。
　また、年々厳しさを増す排ガス規制や燃費規制に対応すべく、自動車分野においても対応が進められている。その一つとしてエンジンの直噴化がある。エンジンを直噴化することにより、低燃費化と出力向上が同時に実現可能であるとともに、排ガスを低減できる。また、直噴エンジンは過給機との相性がよいので、ダウンサイジングしたエンジンと組み合わせても動力性能の維持が可能である。
　直噴エンジンにおいては、燃料タンクより排出された燃料は、ポンプにより加圧され、デリバリパイプ等を通ってエンジンに供給される。加圧された燃料は、断続的にエンジン内に噴射されるため、燃料の圧力変動が生じやすい。このため、圧力調整用の部品が必要となる場合がある。圧力調整用の部品などの燃料供給系部品は、エンジンに近い位置に配置されるため、温度が上がりやすい。そのため、燃料供給系部品に用いられる材料素材には、強度が求められる。強度を確保するためには、材料の肉厚を増すことが考えられる。しかし、材料の肉厚を増すと重量が増加するため、燃費上昇の要因になる。
　一方、炭酸ガス排出抑制の観点から、バイオエタノールやバイオディーゼルといったバイオ燃料の使用が拡がっている。たとえば、バイオ燃料に含まれるバイオエタノールは、アルミニウムを腐食させる要因となる。したがって、燃料供給系部品に用いられる材料は、バイオ燃料に対しても良好な耐食性を有する必要がある。以上の強度および耐食性の観点から、燃料供給系部品の材料としてステンレス鋼が注目されている。
　また、デリバリパイプなど燃料供給系部品の多くは、構造が複雑である。このため、ろう付け接合により組み立てられる場合が多い。したがって、燃料供給系部品に用いられる材料は、良好な強度および耐食性だけでなく、良好なろう付け性を有する必要がある。
　特許文献４には、低燃圧時～高燃圧時にわたって、デリバリパイプの燃圧脈動を減衰可能な燃料供給装置が開示されている。特許文献４には、脈動減衰用パイプにステンレスが使用できることが開示されている。しかし、使用されたステンレス材料の詳細については記載されていない。
　特許文献５には、取付用ステイと本体パイプの接合面からの高圧燃料の漏れをなくし、また取付用ステイの結合強度を高めた直噴エンジン用高圧燃料デリバリパイプが開示されている。このデリバリパイプは、ステンレス鋼をろう付け接合して製作されることが記載されている。しかし、特許文献５には、使用されたステンレス鋼の詳細については記載されていない。
　特許文献６には、質量％で、Ｃ：≦０．０１％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：≦１．５％、Ｐ：≦０．０６％、Ｓ：≦０．０３％、Ｃｒ：１１～２３％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ａｌ：≦１．０％、Ｎ：≦０．０４％を含み、Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≧１８の関係式を満足し、Ｎｂ：≦０．８％、Ｔｉ：≦１．０％の１種または２種を、１８≦Ｎｂ／（Ｃ＋Ｎ）＋２Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦６０の関係式を満足して含有し、フェライト結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、平均ｒ値が２．０以上であるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
　特許文献７には、質量％で、Ｃ：≦０．０１％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：≦１．５％、Ｐ：≦０．０６％、Ｓ：≦０．０３％、Ａｌ：≦１．０％、Ｃｒ：１１～２０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ｖ：０．０２～１．０％、Ｎ：≦０．０４％を含み、かつＮｂ：０．０１～０．８％、Ｔｉ：０．０１～１．０％の１種または２種を含有し、一軸引張で２５％変形させたときに発生する鋼板表面のうねり高さが５０μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。特許文献６、特許文献７の両者では、通常のガソリンに対する耐食性を扱っており、バイオ燃料について記載されていない。
　自動車燃料供給系部品、特に直噴エンジンの燃料供給系部品に使用される材料には、主として強度、耐食性およびろう付け性が要求される。ステンレス鋼は、表面にＣｒに富む不働態皮膜を形成して耐食性を発現しており、Ｃｒ含有量の多い材料ほど保護性の高い皮膜が形成されて、優れた耐食性を示す。一方、ステンレス鋼のろう付け時には、この不働態皮膜をいったん還元除去する必要がある。しかし、従来、ステンレス鋼、特に高Ｃｒのステンレス鋼に形成される不働態皮膜の還元特性は考慮されていなかった。Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼は、不働態皮膜の還元抵抗が高い。従来、耐食性とろう付け性を両立するステンレス鋼は提案されていなかった。
特開昭５７－６００５６号公報 特開２００９－１７４０４６号公報 特開２０１１－１５７６１６号公報 特開２００８－９５５７５号公報 特開２０１１－１４４７６８号公報 特開２００２－２８５３００号公報 特開２００２－３６３７１２号公報
　本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものである。
　本発明の第１の目的は、熱交換器等ろう付け接合により組み立てられる部材の素材として好適に用いることができる、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することである。
　本発明の第２の目的は、燃料供給系部材等のろう付け接合により組み立てられる部材の素材として好適に用いることができ、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することである。併せて、本発明の第２の目的は、耐食性とろう付け性を両立させ、かつ強度にも優れた燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼および燃料供給系部品を提供することである。
　上記第１の課題を解決することを目的とした本発明の第１の態様の要旨は、以下のとおりである。
〔１〕質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｒ：１４％以上２８％以下、Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上０．８％以下、及びＡｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に式１を満足する皮膜が形成されていることを特徴とするろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　　・・・（式１）
　式１において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
〔２〕更に、質量％で、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔１〕記載のろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
〔３〕更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔１〕または〔２〕記載のろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
〔４〕ろう付け接合された部材からなる熱交換部を備え、前記部材は、〔１〕～〔３〕のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板からなることを特徴とする熱交換器。
〔５〕質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｒ：１４％以上２８％以下、Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上０．８％以下、及びＡｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に式１を満足する皮膜が形成されていることを特徴とする熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　　・・・（式１）
　式１において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
〔６〕更に、質量％で、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔５〕記載の熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
〔７〕更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔５〕または〔６〕記載の熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
　上記第２の課題を解決することを目的とした本発明の第２の態様の要旨は、以下のとおりである。
〔８〕質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｒ：１５％以上２３％以下、Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）＋０．１％以上０．８％以下、及びＡｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に式２および式３を満足する皮膜が形成されていることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式２）
　０．１８≦Ｃｒｆ≦０．５　　　　　　　・・・（式３）
　式２において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。式２、式３において、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示す。
〔９〕更に、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする〔８〕記載のフェライト系ステンレス鋼。
〔１０〕更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする〔８〕または〔９〕記載のフェライト系ステンレス鋼。
〔１１〕ろう付け接合された部材を備え、前記部材は、〔８〕～〔１０〕のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼からなることを特徴とする燃料供給系部品。
〔１２〕質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２％以下、Ｃｒ：１５％以上２３％以下、Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）＋０．１％以上０．８％以下、及びＡｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、表面に式２および式３を満足する皮膜が形成されていることを特徴とする燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式２）
　０．１８≦Ｃｒｆ≦０．５　　　　　　　・・・（式３）
　式２において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。式２、式３において、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示す。
〔１３〕更に、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔１２〕記載の燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
〔１４〕更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする〔１２〕または〔１３〕記載の燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
　以上のように、本発明の第１の態様によれば、ろう付け接合により組み立てられる部材の素材として好適なろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。第１の態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、ＥＧＲクーラ、オイルクーラ、排熱回収器およびフューエルデリバリ系の部品などの自動車部品に好適に用いることができる。また、第１の態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、給湯関係の熱交換器としては、ガスでは潜熱回収型給湯器の二次熱交換器に、電気ではエコキュート（登録商標）のプレート型熱交換器に好適に用いることができる。また、第１の態様に係るフェライト系ステンレス鋼板は、その他のろう付け接合により組み立てられる各種プラントの熱交換器の部材などにも好適に用いることができる。
　本発明の第２の態様に係るフェライト系ステンレス鋼、燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼および燃料供給系部品は、ろう付け性に優れ、またバイオ燃料中における耐食性にも優れ、さらには優れた強度を有する。
　以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
（第１の実施形態）
　本実施形態は、ＮｉろうやＣｕろうを用いてろう付け接合される部材の素材として用いられるフェライト系ステンレス鋼板を対象としている。ろう付けは、９５０～１２００℃において真空中もしくは水素雰囲気中で行われる。このとき、雰囲気制御や置換用としてアルゴンガスや窒素ガス等が併用される場合がある。ろう付けでは、ろうが母材（素材）にぬれてすきまを充填し、これにより母材が接合される。素材の表面に酸化皮膜が存在すると、ぬれにくくなりろう付け性が阻害される。
　ステンレス鋼板の表面には、Ｃｒに富む（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜が形成されており、これにより優れた耐食性を発現している。ぬれ性を確保するにはこの皮膜を除去する必要があり、皮膜を還元するために真空度もしくは露点の低い条件でろう付けされる。具体的には、ステンレス鋼板のろう付けは、ろう付け温度において、ＣｒとＣｒ２Ｏ３とが平衡する真空度もしくは露点よりも低い条件にて実施される。ステンレス鋼板をろう付けする際には、通常、ろう付け温度にステンレス鋼を１０～３０分程度保っているが、この有限の時間のなかでステンレス鋼板の表面に形成されている皮膜をいかに還元するかが、ろう付け性に対して大きな影響を与えることになる。
　こうした背景を鑑み、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板のろう付け性について、表面皮膜の組成と厚さに着目して鋭意検討した。
　その結果、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得るには、表面に形成される皮膜が、以下に示す（式１）を満足する必要があることを知見した。
　　　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　　・・・（式１）
　（式１）において、ｄｆは皮膜の厚さ（ｎｍ）を示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
　（式１）は、以下の事項に基づく。
　（ａ）ステンレス鋼板の表面に形成されている（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜は、膜厚が厚くＣｒに富むほど、還元されにくい。
　（ｂ）通常、Ｓｉ酸化物やＡｌ酸化物はろう付け条件にて還元されないので、皮膜中に含まれると、皮膜の還元性を低下させ、ろう付け性を劣化させる。
　表面に形成されている（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜中のＣｒカチオン分率は、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼板ほど高く、焼鈍や酸洗など、ろう付けされる前の素材の製造条件の影響も受ける。一方、酸化皮膜の厚さは、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼板ほど薄くなり、素材製造条件の影響も受ける。したがって、Ｃｒ含有量の高いステンレス鋼板ほど、皮膜の成長を抑えて膜厚を薄くしてろう付け性を確保する必要がある。
　一般にＳｉはステンレス鋼板中に１％以下の量で含まれるが、仕上焼鈍および酸洗工程でＳｉは皮膜中に濃化し、Ｓｉ酸化物として皮膜中に残存してろう付け性を劣化させる可能性がある。Ｓｉ酸化物が仕上焼鈍および酸洗工程で皮膜中に濃化する理由は明確ではないが、現時点では次のように考えている。
　ステンレス鋼板を大気中で焼鈍すると、外層にＦｅリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が生成し、内層にＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が生成する。そして、Ｃｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物の内側にＳｉが酸化物として存在しうる。Ｓｉ酸化物は、Ｃｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が安定なほど生成しやすい。このため、母材要因としては、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼板ほど、Ｓｉ酸化物が生成しやすいと推察される。製造プロセス要因としては、焼鈍温度が高いほど、また焼鈍時間が長いほど、Ｓｉ酸化物が生成しやすいと推察される。
　仕上焼鈍に続く酸洗工程は、焼鈍で生成した（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物を溶解除去することが主たる目的であるが、同時に下地の母材も一部溶解する。Ｓｉ酸化物は中性～酸性域では安定なため、母材の溶解と共にＳｉ酸化物を除去するか、Ｓｉ酸化物を溶解可能なアルカリ中で鋼を処理するのが有効である。母材と共にＳｉ酸化物を酸洗により溶解除去するには、酸洗液の高温化、高濃度化や酸洗時間の長時間化が考えられる。またアルカリ中でＳｉ酸化物を溶解するには、例えば、ソルト法（ＮａＯＨを主成分とする市販のデスケール用アルカリソルトを加熱して鋼をアルカリソルトに浸漬する方法）の高温化および長時間化が考えられる。
　以上述べたように、Ｓｉ酸化物の生成およびその除去は、焼鈍、酸洗といった製造条件と共に鋼板の化学組成にも影響される。このため、ろう付け性を確保するには、両者を適切に組み合わせて、皮膜中へのＳｉ酸化物の濃化を防止する必要がある。
　Ａｌは脱酸等の目的で必要に応じて添加されるが、Ｓｉと同様に仕上焼鈍および酸洗工程でＡｌは皮膜中に濃化し、Ａｌ酸化物として皮膜中に残存してろう付け性を劣化させる可能性がある。Ｓｉ酸化物のさらに内側、すなわちＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物がさらに安定に生成したときにＡｌ酸化物は生成される。Ａｌ酸化物の除去は、基本的には前記Ｓｉ酸化物と同様であるが、Ｓｉ酸化物よりも内側にＡｌ酸化物は生成するために除去が難しい。そのため、生成を抑制するのが重要となり、焼鈍温度の低温化、焼鈍時間の短時間化が有用と推察される。
　このように皮膜中のＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物はろう付け性に悪影響を及ぼすので、皮膜中のＳｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆを低く抑える必要がある。
　Ｓｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆの両者は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）における最表面の定量分析結果から求められる。なお、カチオンは金属元素のみを対象とする。皮膜中のＳｉカチオン分率Ｓｉｆは０．１以下が望ましく、より望ましくは０．０５以下である。皮膜中のＡｌカチオン分率Ａｌｆは０．０５以下が望ましく、より望ましくは０．０２以下である。両者とも最も望ましくは０（検出限界以下）である。
　また、ろう付け性に悪影響を及ぼす皮膜の厚さｄｆは、１０ｎｍ以下が望ましく、より望ましくは７ｎｍ以下である。ここで、ｄｆは、角度分解法により求められる。具体的には、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）により、取り出し角４５度と９０度で測定を行い、Ｃｒのピーク形状変化からＣｒ－Ｏの膜厚を求める。これは、酸化皮膜がＦｅ、Ｃｒの混合酸化物であり、皮膜の内層側にＣｒが濃化していることによる。
　通常、ステンレス鋼板の表面皮膜の厚さを定義する際には、深さ方向分析のＯピーク強度が最大強度の１／２となるまでの厚さで定義されることが多い。しかし、皮膜中にＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物が含まれる場合、これらが皮膜のＣｒリッチな内層の内側に存在する。このため、Ｃｒのピーク形状変化から求めたＣｒ－Ｏの膜厚の場合に比べて、皮膜の厚さを、深さ方向分析のＯピーク強度が最大強度の１／２となるまでの厚さとすると、皮膜の厚さが厚めに評価される。本実施形態では、ろう付け性とＣｒ酸化物皮膜の還元特性との関連性に着目しているため、ステンレス鋼板の表面皮膜の厚さをＣｒ－Ｏの膜厚とする。
　皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆは、Ｓｉカチオン分率Ｓｉｆ及びＡｌカチオン分率Ａｌｆと同様に求められる。ろう付け性の観点からＣｒｆは０．６以下とすることが望ましい。より望ましくは０．５以下である。
　以上、ろう付け性の観点から、皮膜の厚さｄｆ、皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆ、Ｓｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆについて好適な範囲を示した。これらを用いて算出されるｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値は、２．０以下であり、１．８以下とするのが好ましく、１．５以下がさらに好ましく、１．３以下にするとより好ましい。一方、ろう付け性以外に耐食性も本実施形態において重要であり、表面に形成される皮膜組成の影響を受ける。その観点から、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値を０．６以上とするのが好ましく、より好ましくは０．７以上である。ここで、耐食性の観点からは皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆが最も重要であり、０．１４以上とすることが好ましい。
　本実施形態は、以上の検討を考慮してなされ、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供するものであり、その要旨とするところは、特許請求の範囲に記載した通りの内容である。
　以下、ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の各組成を限定した理由について説明する。なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の％は、質量％を表すものとする。
（Ｃ：０．０３％以下）
　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。このため、Ｃの含有量の上限を０．０３％以下とする。しかしながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、Ｃの含有量の下限を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｃの含有量の上限は好ましくは０．０２％である。
（Ｎ：０．０５％以下）
　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。このため、Ｎの含有量の上限を０．０５％以下とする。しかしながら、過度に低めることは精練コストを上昇させるため、Ｎの含有量の下限を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎの含有量の上限は好ましくは０．０２％である。さらに、ろう付け時の結晶粒の粗大化を抑制する観点から、ＣとＮの合計含有量を０．０１５％以上（（Ｃ＋Ｎ）≧０．０１５％）とするのが好ましい。また、耐粒界腐食性および加工性の観点から、ＣとＮの合計含有量を０．０５％以下（（Ｃ＋Ｎ）≦０．０５％）とするのが好ましい。
（Ｓｉ：１％以下）
　Ｓｉは、ろう付け後にステンレス鋼板の表面皮膜に濃化して耐食性の向上に寄与するために、０．１％超のＳｉを含有させることが好ましい。また、Ｓｉは、脱酸元素として有用である。しかしながら、過剰な量の添加は、ろう付け前の素材の表面にＳｉ酸化物を含有する皮膜を形成させやすくすると共に加工性を低下させる。このため、Ｓｉの含有量を１％以下とし、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下とする。
（Ｍｎ：１．２％以下）
　Ｍｎは、脱酸元素として有用な元素であり、０．０２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰の量を含有させると耐食性を劣化させるので、Ｍｎの含有量を１．２％以下とし、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｍｎの含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
（Ｃｒ：１４％以上、２８％以下）
　Ｃｒは、耐食性を確保する上で基本となる元素である。本実施形態で対象としている熱交換器類では、多くの場合、燃焼排ガスが経路内を流れ、冷却水等により冷却されて結露し、腐食性の凝縮水が生成する。そのため熱交換器に用いる鋼板には排ガス凝縮水に対する耐食性が求められる。また、屋外で使用される熱交換器の場合には、外面からの塩害に対する耐食性も必要である。このような観点から、Ｃｒの含有量は少なくとも１４％以上必要である。Ｃｒの含有量を増加させるほど耐食性を向上させることができるが、加工性、製造性を低下させるためＣｒ量を２８％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上である。また、Ｃｒの含有量は、２３％以下であることが好ましく、より好ましくは２０．５％以下である。
（Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上、０．８％以下）
　Ｎｂは、ＣおよびＮを固定し、溶接部の耐粒界腐食性を向上させる上で有用な元素であるため、(Ｃ＋Ｎ)量の８倍以上含有させる必要がある。また、Ｎｂは高温強度を向上させる。本実施形態で対象とする熱交換器のなかには高温のガスが流れる部材があるが、強度ならびに熱疲労特性の観点からＮｂは有効である。この点から固溶状態のＮｂを確保するのは有効であり、８(Ｃ＋Ｎ)＋０．０３％以上のＮｂを含有させるのが好ましい。しかしながら、過剰量の添加は、加工性、製造性を低下させるため、Ｎｂの含有量の上限は０．８％であり、好ましくは０．６％である。
（Ａｌ：０．１％以下）
　Ａｌは、脱酸効果等を有するので精練上有用な元素であり、成形性を向上させる効果もある。そのため、Ａｌは０．００２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、過剰量の添加は、ろう付け前の素材の表面にＡｌ酸化物を含有する皮膜を形成させやすくすると共に靭性を劣化させる。このため、Ａｌの含有量を０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。
　本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板においては、更に質量％で、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有してもよい。
（Ｎｉ：５％以下）
　Ｎｉは、耐食性を向上させるために、必要に応じて５％以下含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｎｉは耐孔あき性を向上させる効果を有する。また、Ｎｉは靭性を向上させる効果も有する。しかし、過剰量の添加は、加工性を低下させるとともに高価なためコストアップにもつながる。Ｎｉ含有量は、上記効果を得るために０．１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．３％以上である。また、Ｎｉ含有量の上限は、５％であり、好ましくは３％であり、より好ましくは１．２％である。
（Ｃｕ：１．５％以下）
　Ｃｕは、耐食性を向上させるために、必要に応じて１．５％以下含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｃｕは、Ｎｉと同様に、耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量の添加は加工性を低下させる。Ｃｕ含有量は、上記効果を得るために０．１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。また、Ｃｕ含有量の上限は、１．５％であり、好ましくは１％である。
（Ｍｏ：３％以下）
　Ｍｏは、耐食性を向上させるために、必要に応じて３％以下含有させることができる。特に、Ｍｏは、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｍｏは、耐銹性ならびに耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量の添加は、加工性を低下させるとともに高価なためコストアップにもつながる。Ｍｏ含有量は、上記効果を得るために０．１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。また、Ｍｏ含有量の上限は、３％であり、好ましくは２％である。
　本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有してもよい。
（Ｖ：０．５％以下）
　Ｖは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下含有させることができる。過剰量の添加は、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。Ｖは、０．５％以下含有させることが好ましく、０．３％以下含有させることがより好ましい。また、上記効果を得るために、Ｖ含有量は、０．０５％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。
（Ｗ：１％以下）
　Ｗは、耐食性を向上させるために、必要に応じて１％以下含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｗは耐銹性ならびに耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量の添加は、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。Ｗ含有量は、上記効果を得るために、０．２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．４％以上である。また、Ｗ含有量の上限は、１％であり、好ましくは０．８％である。
（Ｂ：０．００５％以下）
　Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させるために、必要に応じて含有させることができる。過剰量の添加は耐粒界腐食性を低下させるので０．００５％以下含有させるのが好ましい。Ｂ含有量は、上記効果を得るために、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００４％以上である。また、Ｂ含有量の上限は、０．００５％であり、好ましくは０．００２％である。
（Ｚｒ：０．５％以下）
　Ｚｒは、耐食性、特に耐粒界腐食性を向上させるために、必要に応じて含有させることができる。過剰量の添加は、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。このため、０．５％以下含有させることが好ましく、０．３％以下含有させることがより好ましい。また、Ｚｒ含有量は、上記効果を得るために、０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。
（Ｓｎ：０．５％以下）
　Ｓｎは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｓｎは耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量の添加は靭性を低下させる。Ｓｎ含有量は、上記効果を得るために、０．０２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｓｎ含有量の上限は、０．５％であり、好ましくは０．３％である。
（Ｃｏ：０．２％以下）
　Ｃｏは、二次加工性と靭性を向上させるために、必要に応じて含有させることができる。過剰量の添加はコストアップにつながる。このためＣｏは０．２％以下含有させるのが好ましく、０．１５％以下含有させることがより好ましい。Ｃｏ含有量は、上記効果を得るために、０．０２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。
（Ｍｇ：０．００２％以下）
　Ｍｇは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素である。またＭｇは組織を微細化し加工性や靭性の向上にも効果がある。このため、必要に応じて０．００２％以下のＭｇを含有させることができる。Ｍｇ含有量は、上記効果を得るために、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｍｇ含有量の上限は、０．００２％であり、好ましくは０．００１５％である。
（Ｃａ：０．００２％以下）
　Ｃａは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素であり、必要に応じて０．００２％以下のＣａを含有させることができる。Ｃａ含有量は、上記効果を得るために、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａ含有量の上限は、０．００２％であり、好ましくは０．００１５％である。
（ＲＥＭ：０．０１％以下）
　ＲＥＭ（希土類金属元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。ＲＥＭは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素である。必要に応じて合計で０．０１％以下のＲＥＭを含有させることができる。ＲＥＭ含有量は、上記効果を得るために、０．０００５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。また、ＲＥＭ含有量の上限は、０．０１％であり、好ましくは０．００８％である。
（Ｓｂ：０．５％以下）
　Ｓｂは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｓｂは耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量のＳｂの添加は靭性を低下させる。Ｓｂ含有量は、上記効果を得るために、０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、さらに０．０５％以上である。また、Ｓｂ含有量の上限は、０．５％であり、好ましくは０．３％である。
（Ｔａ：０．５％以下）
　Ｔａは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｔａは耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量のＴａの添加は靭性を低下させる。Ｔａ含有量は、上記効果を得るために、０．０１％以上が好ましく、さらに０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。また、Ｔａ含有量の上限は、０．５％であり、好ましくは０．４％である。
（Ｇａ：０．０１％以下）
　Ｇａは、安定な硫化物を形成して耐食性を向上させるとともに耐水素脆化性も向上させることから、必要に応じて０．０１％以下の量で含有させることができる。Ｇａ含有量は、上記効果を得るために、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｇａ含有量の上限は、０．０１％であり、好ましくは０．００５％である。
　なお、不可避不純物のうち、Ｐ量については、溶接性の観点から０．０４％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以下である。また、Ｓ量については、耐食性の観点から０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１％以下である。
　本実施形態のステンレス鋼板は、基本的にはフェライト系ステンレス鋼板を製造する一般的な方法により製造できる。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炉などで精練して、連続鋳造法又は造塊法で鋼片とする。次いで、鋼片に対して、熱間圧延－熱延板の焼鈍－酸洗－冷間圧延－仕上げ焼鈍－酸洗の工程を施して鋼板が製造される。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－酸洗の工程を繰り返し行ってもよい。
　ここで述べた工程のうち、本実施形態で規定する表面皮膜組成を得るためには、仕上焼鈍及び酸洗の条件に留意することが好ましい。特に、仕上焼鈍工程及び酸洗工程において、ろう付け性を劣化させるＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物の生成を抑制することが好ましい。
　本実施形態において、酸洗工程は複数の工程を組み合わせて行ってもよい。具体的には、第一の工程としてソルト法もしくは中性塩電解法を行い、第二の工程として硝酸電解を行う。第三工程として、硝ふっ酸への浸漬が追加される場合がある。また、第二工程として、硝ふっ酸への浸漬を行ってもよい。
　前記したように、酸洗工程において、特にＳｉ酸化物の除去に有用なのがソルト法であり、高温化と長時間化がより有効である。このうち長時間化は、設備が同一の場合、ライン速度を低下させることになる。これは、ソルト槽前における材料の温度低下につながると共に、生産性を低下させる。
　ソルト法の温度に関しては、ソルトの劣化が５３０℃以上で起こることが知られているため、通常４５０～４８０℃程度の温度のソルトに鋼板は浸漬される。しかし、本実施形態の場合、通常よりもソルト法での温度を高く設定する。具体的には、ソルトの温度を４９０℃以上とすることが好ましく、５００℃以上とするとより効果的であり、５００℃以上５３０℃以下の温度範囲で鋼板を浸漬することが望ましい。
　浸漬時間は２秒以上１０秒以下とすることが望ましい。ただし、ソルトの高温化は、表面性状の劣化につながりやすく、かつＣｒ含有量の多いステンレス鋼板ほど劣化しやすい。このため、Ｔ×（１０ｔ＋２[Ｃｒ]）／１００≦６００（ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：時間（ｓｅｃ）、[Ｃｒ]：Ｃｒ含有量（質量％））を満足することが望ましい。
　このようにソルト法がＳｉ酸化物の濃化を抑制するために最も有用であるが、Ｓｉ酸化物を含めスケールの生成量そのものを抑制するためには、仕上焼鈍温度を低下することが望ましい。一般に仕上焼鈍温度は材料の化学組成や要求される機械的性質等に応じて選定される。本実施形態の場合には、所望の機械的性質を得るために、通常の仕上焼鈍温度から５～２０℃低めとするのが効果的であり望ましい。具体的には、仕上焼鈍温度は、１０００℃以下が望ましく、９７０～９９０℃とするとさらに望ましい。仕上焼鈍温度の下限温度に関しては、冷延板を仕上焼鈍して再結晶組織を有する金属組織とし、所望の機械的性質を具備することができればよい。
　次に、本実施形態の熱交換器について説明する。
　本実施形態の熱交換器は、熱交換部と、その外側を覆うケースを備える。熱交換部は、部材を組み合わせて作製される。部材は、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板を、矩形、管状、波形などの各種形状に成形して作製されたものである。熱交換部では、排ガスの経路と冷却水の経路が分かれて配置される。熱交換器の外側には、排ガスが通る管と冷却水が通る管のそれぞれの入口と出口が配置される。本実施形態の熱交換器では、熱交換部を構成する部材の数が多数であり、かつ部材は複雑な形状を有する。この部材の多くは、ろう付けによって接合されている。ろう付けに用いられるろう材としては、Ｃｕろうおよび／またはＮｉろうが用いられることが好ましい。Ｎｉろうについては、ＣｒやＳｉを含有したＮｉ合金ろうが用いられることが好ましい。
（第２の実施形態）
　まず、ろう付け性について説明する。本実施形態は、ＮｉろうもしくはＣｕろうを用いたステンレス鋼からなる部材のろう付けを対象としている。ろうが部材をぬらして部材間のすきまを充填することにより接合されるのがろう付けである。ろう付けされる部材を構成するステンレス鋼の表面に酸化皮膜が存在すると、部材がぬれにくくなり、ろう付け性を阻害する。
　ステンレス鋼の表面には、Ｃｒに富む（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜（不働態皮膜）が形成されており、これにより優れた耐食性を発現している。ステンレス鋼のぬれ性を確保するには、ろう付け時に、この酸化物皮膜を還元除去する必要がある。ステンレス鋼板をろう付けする際には、通常、ろう付け温度に１０～３０分程度保っている。この有限の時間のなかで、ステンレス鋼の表面に形成されている皮膜をいかに還元するかが、ろう付け性に対して大きな影響を与えることになる。
　こうした背景を鑑み、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼のろう付け性について、表面の皮膜の組成と厚さに着目して鋭意検討した。
　その結果、ろう付け性を得るには、表面に形成される皮膜が、以下に示す（式２）を満足するとともに、皮膜中のＣｒカチオン分率を０．５以下にする必要があることを知見した。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式２）
　（式２）において、ｄｆは皮膜の厚さ（ｎｍ）を示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
　（式２）は、以下の事項に基づく。
　（ｃ）ステンレス鋼の表面に形成されている（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜が、膜厚ｄｆが厚くＣｒに富むほど、還元されにくい。
　（ｄ）通常のろう付け条件では還元されないＳｉ酸化物やＡｌ酸化物が酸化物皮膜中に含まれると、皮膜の還元性を低下させ、ろう付け性を劣化させる。
　表面に形成されている（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆは、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼ほど高く、焼鈍や酸洗など、ろう付けされる前の素材の製造条件の影響も受ける。一方、酸化物皮膜の厚さは、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼ほど薄くなり、素材製造条件の影響も受ける。したがって、Ｃｒ含有量の高いステンレス鋼ほど、酸化物皮膜の成長を抑えて膜厚を薄くして、上記（式２）を満たすようにし、ろう付け性を確保する必要がある。
　Ｓｉはステンレス鋼中に１％以下の量で含まれる。Ｓｉは、仕上焼鈍および酸洗工程で皮膜中に濃化し、Ｓｉ酸化物として皮膜中に残存して、ろう付け性を劣化させる可能性がある。Ｓｉ酸化物が仕上焼鈍および酸洗工程で皮膜中に濃化する理由は明確ではないが、現時点では次のように考えている。
　ステンレス鋼を大気中で焼鈍すると、外層にＦｅリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が生成し、内層にＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が生成する。そして、内層のＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物の内側に、Ｓｉが酸化物として存在しうる。Ｓｉ酸化物は、Ｃｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物が安定なほど生成しやすい。このため、母材要因としては、Ｃｒ含有量の多いステンレス鋼ほど、Ｓｉ酸化物が生成しやすいと推察される。また、製造プロセス要因としては、焼鈍温度が高いほど、焼鈍時間が長いほど、Ｓｉ酸化物が生成しやすいと推察される。
　仕上焼鈍に続く酸洗工程は、焼鈍で生成した（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物を溶解除去することが主たる目的であり、同時に下地の母材も一部溶解する。Ｓｉ酸化物は、中性～酸性域では安定である。このため、母材の溶解と共にＳｉ酸化物を除去するか、Ｓｉ酸化物を溶解可能なアルカリ中で処理するのが有効である。酸洗により母材と共にＳｉ酸化物を溶解除去するには、酸洗液の高温化、高濃度化や酸洗時間の長時間化が考えられる。また、アルカリ中でＳｉ酸化物を溶解するには、例えば、ソルト法（ＮａＯＨを主成分とする市販のデスケール用アルカリソルトを加熱して鋼をアルカリソルトに浸漬する方法）の高温化および長時間化が考えられる。
　以上、述べたように、Ｓｉ酸化物の生成およびその除去は、焼鈍、酸洗といった製造条件と共に、鋼の化学組成にも影響される。したがって、ろう付け性を確保するには、両者を適切に組み合わせて、皮膜中へのＳｉ酸化物の濃化を防止することが好ましい。
　Ａｌは、脱酸等の目的で添加される。Ｓｉと同様、仕上焼鈍および酸洗工程でＡｌは皮膜中に濃化し、Ａｌ酸化物として皮膜中に残存して、ろう付け性を劣化させる可能性がある。Ｓｉ酸化物のさらに内側、すなわちＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物がさらに安定に生成したときにＡｌ酸化物は生成される。Ａｌ酸化物の除去方法は、基本的には前記Ｓｉ酸化物の除去方法と同様である。しかし、Ｓｉ酸化物よりも内側にＡｌ酸化物は生成するため、除去が難しい。そのため、Ａｌ酸化物の生成を抑制することが重要であり、焼鈍温度の低温化、焼鈍時間の短時間化が有用と推察される。
　上述したようにステンレス鋼の表面に形成された皮膜中のＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物は、ろう付け性に悪影響を及ぼす。したがって、皮膜中のＳｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆを低く抑える必要がある。
　Ｓｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆの両者は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）における最表面の定量分析結果から求められる。なお、カチオンは金属元素のみを対象とした。皮膜中のＳｉカチオン分率Ｓｉｆは、０．１以下が望ましく、より望ましくは０．０５以下である。皮膜中のＡｌカチオン分率Ａｌｆは、０．０５以下が望ましく、より望ましくは０．０２以下である。両者とも最も望ましくは０（検出限界以下）である。
　また、ろう付け性に悪影響を及ぼす皮膜の厚さｄｆは、１０ｎｍ以下が望ましく、より望ましくは７ｎｍ以下である。ここで、ｄｆは、角度分解法により求められる。具体的には、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）により、取り出し角４５度と９０度で測定を行い、Ｃｒのピーク形状変化からＣｒ－Ｏの膜厚を求める。これは、酸化皮膜がＦｅ、Ｃｒの混合酸化物であり、皮膜の内層側にＣｒが濃化していることによる。
　通常、ステンレス鋼の表面に形成された皮膜の厚さを定義する際には、深さ方向分析のＯピーク強度が最大強度の１／２となるまでの厚さで定義される。しかし、皮膜中にＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物が含まれる場合、これらがＣｒリッチな（Ｆｅ、Ｃｒ）酸化物からなる内層の内側に形成されている。このため、Ｃｒのピーク形状変化から求めたＣｒ－Ｏの膜厚の場合に比べて、皮膜の厚さを、深さ方向分析のＯピーク強度が最大強度の１／２となるまでの厚さとすると、厚めに評価される。本実施形態では、ステンレス鋼のろう付け性とＣｒ酸化物皮膜の還元特性との関連性に着目しているため、表面に形成された皮膜の厚さをＣｒ－Ｏの膜厚とする。
　皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆは、Ｓｉカチオン分率Ｓｉｆ及びＡｌカチオン分率Ａｌｆと同様に求められる。Ｃｒｆは、ろう付け性の観点から０．５以下とされている。Ｃｒｆは、０．４５以下とすることが望ましく、より望ましくは０．４以下である。
　以上、ろう付け性の観点から、皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆの上限値、皮膜の厚さｄｆ、Ｓｉカチオン分率Ｓｉｆ、及びＡｌカチオン分率Ａｌｆについての好適な範囲を示した。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値は、（式２）に示すように２．０以下とされ、１．８以下とするのが好ましく、１．５以下がさらに好ましく、１．３以下にするとより好ましい。
　次に、耐食性について説明する。本発明者らは、バイオエタノール、バイオディーゼルなどのバイオ燃料を入手し、酸化劣化挙動やステンレス鋼に対する腐食性などについて、通常のガソリンと比較しながら詳細に調査解析を行った。その結果、酸化劣化したバイオ燃料中の脂肪酸は、水相に分配されて腐食性が発現し、有機酸濃度でその腐食性を表すとガソリンの約１００倍に相当することがわかった。
　また、エンジンに近い燃料供給系部品は、９０～１００℃程度まで温度が上昇し、温度そのものと共にバイオ燃料中から水相に脂肪酸が分配されやすくなって、腐食環境が苛酷になる。この腐食環境は、酸化劣化ガソリンに対する腐食試験（温度４０～５０℃）に比べて苛酷な条件である。さらに、バイオ燃料中のバイオエタノールは水相に移動して、水相部分を拡大させるとともに、特にステンレス鋼において不働態を維持するのを阻害する要因となる。
　したがって、同じ燃料系部品であっても、通常のガソリンを使用した給油管や燃料タンクに比べ、バイオ燃料の使用まで考慮しかつエンジンに近い位置に配置される燃料供給系部品は、さらに優れた耐食性が必要となる。
　そこで、高温で酸性脂肪酸の環境中でのステンレス鋼の耐食性について鋭意検討した。その結果、母材のＣｒ量を１５％以上とし、かつ皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆを０．１８以上とする必要があることがわかった。より安定した耐食性を得るには、母材のＣｒ量を１７％以上とし、かつ皮膜中のＣｒカチオン分率Ｃｒｆを０．２０以上含有することが望ましい。
　本実施形態は、上記知見と共に強度が考慮された燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼を提供するものであり、その要旨とするところは、特許請求の範囲に記載した通りの内容である。
　以下、燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼の各組成を限定した理由について説明する。なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の％は、質量％を表すものとする。
（Ｃ：０．０３％以下）
　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。このため、Ｃの含有量の上限を０．０３％以下とし、好ましくは０．０２％以下とする。しかしながら、Ｃの含有量を過度に低めると、必要な強度が得られなくなるとともに精練コストを上昇させる。このため、Ｃの含有量の下限を０．００２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上とする。
（Ｎ：０．０５％以下）
　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。このため、Ｎの含有量の上限を０．０５％以下とし、好ましくは０．０２％以下とする。しかしながら、Ｎの含有量を過度に低めることは、必要な強度が得られなくなるとともに精練コストを上昇させる。このため、Ｎの含有量の下限を０．００２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。
　さらに、ろう付け時の結晶粒粗大化抑制の観点から、ＣとＮの合計含有量を０．０１５％以上（（Ｃ＋Ｎ）≧０．０１５％）とするのが好ましい。また、耐粒界腐食性および加工性の観点から、ＣとＮの合計含有量を０．０５％以下（（Ｃ＋Ｎ）≦０．０５％）とするのが好ましい。
（Ｓｉ：１％以下）
　Ｓｉは、ろう付け前の素材の表面にＳｉ酸化物を含有する皮膜を形成させやすくすると共に加工性を低下させる。このため、Ｓｉの含有量を１％以下とし、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下とする。Ｓｉは、ろう付け後にステンレス鋼の表面皮膜に濃化して耐食性の向上に寄与すると共に脱酸元素として有用なため、Ｓｉ量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．１％超である。
（Ｍｎ：１．２％以下）
　Ｍｎは、耐食性を劣化させる。このため、Ｍｎの含有量を１．２％以下とし、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｍｎは、脱酸元素として有用な元素であり、少なくとも０．０２％以上のＭｎを含有させることが好ましく、Ｍｎ量は、より好ましくは、０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１％以上である。
（Ｃｒ：１５％以上、２３％以下）
　Ｃｒは、バイオ燃料中での耐食性を確保するために基本となる元素である。Ｃｒは、少なくとも１５％以上含有させることが必要であり、Ｃｒ量は好ましくは１７％以上である。Ｃｒの含有量を増加させるほど耐食性を向上させることができる。しかし、過剰な量のＣｒの添加は加工性、製造性を低下させる。このため、Ｃｒの含有量を２３％以下とし、好ましくは２０．５％以下とする。
（Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）＋０．１％以上、０．８％以下）
　Ｎｂは、ＣおよびＮを固定し、溶接部の耐粒界腐食性を向上させるために有用な元素である。このため、Ｎｂを(Ｃ＋Ｎ)量の８倍以上含有させる必要がある。また、Ｎｂは固溶状態で強度を向上させる効果が大きいので、強度ならびに疲労特性を向上させる。この点から固溶状態のＮｂを確保するのは有効である。したがって、Ｎｂは、８(Ｃ＋Ｎ)＋０．１％以上の量で含有させる必要があり、Ｎｂ量は好ましくは８(Ｃ＋Ｎ)＋０．２％以上である。しかしながら、過剰量のＮｂの添加は、加工性、製造性を低下させる。このため、Ｎｂの含有量の上限を０．８％とし、好ましくは０．６％以下である。
（Ａｌ：０．１％以下）
　Ａｌは、ろう付け前の素材の表面にＡｌ酸化物を含有する皮膜を形成させやすくすると共に靭性を劣化させる。このため、Ａｌの含有量を０．１％以下とし、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。Ａｌは、脱酸効果等を有するので精練のために有用な元素であり、成形性を向上させる効果もある。そのため、Ａｌ量は０．００２％以上が好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。
　本実施形態のステンレス鋼においては、更に、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有してもよい。
（Ｎｉ：２％以下）
　Ｎｉは、耐食性を向上させるために、必要に応じて２％以下含有させることができる。特に、Ｎｉは、本実施形態で対象としている燃料供給系部品において要求される外面からの塩害に対する耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｎｉは、強度を向上させる効果も有する。このため、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ量は、０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．３％以上である。しかし、過剰量のＮｉの添加は、加工性を低下させるとともに高価なためコストアップにもつながる。したがって、Ｎｉ含有量は、１．５％以下であることが好ましく、１．２％以下であることがより好ましい。
（Ｃｕ：１．５％以下）
　Ｃｕは、耐食性を向上させるために、必要に応じて１．５％以下の量で含有させることができる。Ｃｕは、Ｎｉと同様、特に、本実施形態で対象としている燃料供給系部品において要求される外面からの塩害に対する耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｃｕは、強度を向上させる効果も有する。このため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上であり、さらに好ましくは０．３％以上である。しかし、過剰量の添加は加工性を低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は、１％以下であることが好ましく、さらに好ましくは０．８％以下である。
（Ｍｏ：３％以下）
　Ｍｏは、耐食性を向上させるために、必要に応じて３％以下含有させることができる。Ｍｏは、特に、本実施形態で対象としている燃料供給系部品において要求されるバイオ燃料中での耐食性と共に、外面からの塩害に対する耐食性を向上させる効果を有する。また、Ｍｏは、強度を向上させる効果も有する。このため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．３％以上であり、さらに好ましくは０．７％以上である。しかし、過剰量のＭｏの添加は、加工性を低下させるとともに高価なためコストアップにもつながる。したがって、Ｍｏ含有量は、２．２％以下であることが好ましく、さらに好ましくは２％以下である。
　本実施形態のステンレス鋼においては、更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有してもよい。
（Ｖ：０．５％以下）
　Ｖは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下含有させることができる。Ｖを含有することによる安定した効果を得るには、Ｖ量は０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。しかし、過剰量のＶ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。このため、Ｖの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。
（Ｗ：１％以下）
　Ｗは、耐食性を向上させるために、必要に応じて１％以下の量で含有させることができる。Ｗは、特に、本実施形態で対象としている燃料供給系部品において要求される外面からの塩害に対する耐食性を向上させる効果を有する。Ｗを含有することによる安定した効果を得るには、Ｗ量は、０．２％以上が好ましく、０．５％以上がより好ましい。過剰量のＷ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。このため、Ｗの含有量は、０．８％以下であることが好ましい。
（Ｂ：０．００５％以下）
　Ｂは、加工性、特に二次加工性を向上させるために、必要に応じて０．００５％以下の量で含有させることができる。Ｂを含有することによる安定した効果を得るには、Ｂ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００３％以上がより好ましい。過剰量のＢの添加は耐粒界腐食性を低下させる。このため、Ｂの含有量は、０．００１５％以下であることが好ましい。
（Ｚｒ：０．５％以下）
　Ｚｒは、耐食性、特に耐粒界腐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。Ｚｒを含有することによる安定した効果を得るには、Ｚｒ量は、０．０５％以上が好ましく、０．１％以上がより好ましい。過剰量のＺｒ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。このため、Ｚｒの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。
（Ｓｎ：０．５％以下）
　Ｓｎは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｓｎは耐孔あき性を向上させる効果を有する。Ｓｎを含有することによる安定した効果を得るには、Ｓｎ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。しかし、過剰量のＳｎの添加は靭性を低下させる。このため、Ｓｎの含有量は、０．３％以下であることが好ましい。
（Ｃｏ：０．２％以下）
　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０．２％以下の量で含有させることができる。Ｃｏを含有することによる安定した効果を得るには、Ｃｏ量は、０．０２％以上が好ましく、０．０５％以上がより好ましい。しかし、過剰量のＣｏの添加はコストアップにつながる。このため、Ｃｏの含有量は、０．１５％以下であることが好ましい。
（Ｍｇ：０．００２％以下）
　Ｍｇは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素であり、組織を微細化し加工性や靭性の向上にも効果がある。このことから、Ｍｇは、必要に応じて０．００２％以下の量で含有させることができる。Ｍｇを含有することによる安定した効果を得るには、Ｍｇ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００５％以上がより好ましい。Ｍｇ含有量は、硫化物を形成して耐食性を劣化させるため、０．００１５％以下とすることが好ましい。
（Ｃａ：０．００２％以下）
　Ｃａは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素であり、必要に応じて０．００２％以下の量で含有させることができる。Ｃａを含有することによる安定した効果を得るには、Ｃａ量は、０．０００２％以上が好ましく、０．０００４％以上がより好ましい。Ｃａ含有量は、硫化物を形成して耐食性を劣化させるため、０．００１５％以下とすることが好ましい。
（ＲＥＭ：０．０１％以下）
　ＲＥＭ（希土類金属元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。ＲＥＭは、脱酸効果等を有するので精練に有用な元素であり、必要に応じて０．０１％以下の量で含有させることができる。ＲＥＭを含有することによる安定した効果を得るには、ＲＥＭ量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１％以上がより好ましい。ＲＥＭ含有量は、コストアップにつながるため、０．００８％以下とすることが好ましい。
（Ｓｂ：０．５％以下）
　Ｓｂは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｓｂは耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量のＳｂの添加は靭性を低下させる。Ｓｂ含有量は、上記効果を得るために、０．００１％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上、さらに０．０５％以上である。また、Ｓｂ含有量の上限は、０．５％であり、好ましくは０．３％である。
（Ｔａ：０．５％以下）
　Ｔａは、耐食性を向上させるために、必要に応じて０．５％以下の量で含有させることができる。特に、本実施形態で対象としている熱交換器類に要求される排ガス凝縮水に対する耐食性や外面からの塩害に対する耐食性において、Ｔａは耐孔あき性を向上させる効果を有する。しかし、過剰量のＴａの添加は靭性を低下させる。Ｔａ含有量は、上記効果を得るために、０．０１％以上が好ましく、さらに０．０５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である。また、Ｔａ含有量の上限は、０．５％であり、好ましくは０．４％である。
（Ｇａ：０．０１％以下）
　Ｇａは、安定な硫化物を形成して耐食性を向上させるとともに耐水素脆化性も向上させることから、必要に応じて０．０１％以下の量で含有させることができる。Ｇａ含有量は、上記効果を得るために、０．０００２％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｇａ含有量の上限は、０．０１％であり、好ましくは０．００５％である。
　なお、不可避不純物のうち、Ｐ量については、溶接性の観点から０．０４％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３５％以下である。
　また、Ｓ量については、耐食性の観点から０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１％以下である。
　本実施形態のステンレス鋼は、基本的にはフェライト系ステンレス鋼を製造する一般的な方法により製造される。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炉などで精練して、連続鋳造法又は造塊法で鋼片とする。次いで、鋼片に対して、熱間圧延－熱延板の焼鈍－酸洗－冷間圧延－仕上げ焼鈍－酸洗の工程を施して鋼板が製造される。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－酸洗の工程を繰り返し行ってもよい。
　ここで述べた工程のうち、本実施形態で規定する組成の皮膜を表面に形成するには、仕上焼鈍及び酸洗の条件に留意することが好ましい。特に、仕上げ焼鈍工程および酸洗工程において、ろう付け性を劣化させるＳｉ酸化物およびＡｌ酸化物の生成を抑制することが好ましい。
　本実施形態において、酸洗工程は複数の工程を組み合わせて行ってもよい。具体的には、第一の工程としてソルト法もしくは中性塩電解法を行い、第二の工程として硝酸電解を行う。第三工程として、硝ふっ酸への浸漬が追加される場合がある。また、第二工程として、硝ふっ酸への浸漬を行ってもよい。
　前記したように、酸洗工程において、特にＳｉ酸化物の除去に有用なのがソルト法であり、高温化と長時間化が有効である。このうち長時間化は、設備が同一の場合、ライン速度を低下させることになる。これは、ソルト槽前における材料の温度低下につながると共に、生産性を低下させる。
　ソルト法の温度に関しては、ソルトの劣化が５３０℃以上で起こることが知られているため、通常４５０～４８０℃程度の温度のソルトに鋼板は浸漬される。しかし、本実施形態の場合、Ｓｉ酸化物を効率よく除去するために、ソルトの温度を通常より高く設定する。具体的には、ソルトの温度を４９０℃以上とすることが好ましく、５００℃以上とするとより効果的であり、５００℃以上５３０℃以下の温度範囲で鋼板を浸漬することが望ましい。
　ソルトの浸漬時間は、２秒以上１０秒以下とすることが望ましい。ただし、ソルトの高温化は、表面性状の劣化につながりやすく、かつＣｒ含有量の多いステンレス鋼ほど劣化しやすい。このため、ソルトの温度および浸漬時間は、Ｔ×（１０ｔ＋２[Ｃｒ]）／１００≦６００（ここで、Ｔ：温度（℃）、ｔ：浸漬時間（ｓｅｃ）、[Ｃｒ]：Ｃｒ含有量（質量％））を満足することが望ましい。
　このように酸洗工程におけるソルト法がＳｉ酸化物の濃化を抑制するために最も有用である。本実施形態においては、Ｓｉ酸化物を含めたスケールの生成量そのものを抑制するために、仕上焼鈍温度を低下することが望ましい。一般に、仕上焼鈍温度は、材料の化学組成や要求される機械的性質等に応じて選定される。本実施形態の場合には、所望の機械的性質を得るために選定される通常の焼鈍温度から５～２０℃低めとするのが効果的であり望ましい。具体的には、仕上焼鈍温度は、１０００℃以下が望ましく、９７０～９９０℃とするとさらに望ましい。仕上焼鈍温度の下限温度は、冷延板を仕上焼鈍して再結晶組織を有する金属組織とし、所望の機械的性質を具備することができればよい。
　最後に、本実施形態の燃料供給系部品について説明する。本実施形態の部品は、ろう付け接合された部材を備える。部材は、板、管、棒などの形状をした本実施形態のフェライト系ステンレス鋼そのもの、もしくはその加工品からなる。本実施形態の部品は、部材がろう付け接合されてなるため、多数の部材からなる複雑な形状を有する部品に対応できる。
　ろう付け接合には、ろう材としてＣｕろうおよび／またはＮｉろうが用いられることが好ましい。このうちＮｉろうについては、ＣｒやＳｉを含有したＮｉ合金ろうが用いられることが好ましい。
　本実施形態のステンレス鋼からなる部材の製造工程では、ろう付け時にステンレス鋼の表面に存在する酸化物皮膜を還元するため、真空度もしくは露点の低い条件でろう付けされる。具体的には、ろう付け温度において、ＣｒとＣｒ２Ｏ３とが平衡する真空度もしくは露点よりも低い条件にて実施される。ろう付け接合は、例えば、真空中もしくは水素雰囲気中で９５０～１２００℃の温度に１０～３０分程度保つ条件で行うことができる。ろう付け接合時には、雰囲気制御や雰囲気置換用のガスとして、アルゴンガスや窒素ガス等を用いてもよい。
　以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要件を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する溶鋼３０ｋｇを真空溶解炉にて溶製して１７ｋｇの扁平鋼塊を作製した。次いで、加熱温度１２００℃にて厚さ４．５ｍｍまで鋼塊を熱延した。９５０℃にて熱延板の焼鈍を行い、次いで、アルミナショットによりスケールを除去して板厚１ｍｍまで熱延板を冷延した。その後、仕上焼鈍を行い、ソルト法および硝ふっ酸への浸漬によりスケールを除去した。
　仕上焼鈍温度は表１に示す温度とし、保定時間は１分とした。
　ソルト法としては、ＮａＯＨを主成分とする市販のデスケール用アルカリソルトを加熱して鋼板をアルカリソルトに浸漬する方法を用い、加熱温度を表１に示す温度とし、浸漬時間を５秒とした。
　硝ふっ酸への浸漬においては、５５℃に加熱した３％ＨＦ－１０％ＨＮＯ３溶液を用い、鋼板をこの溶液に１０秒間浸漬した。こうして得られた冷延鋼板（発明鋼１－１～１－１２、比較鋼１－１～１－５）を用いて、ろう拡がり性を評価すると共に素材の表面皮膜を分析した。
［ろう拡がり性］
　冷延鋼板より幅４０ｍｍ、長さ４０ｍｍの板を３枚ずつ切り出し、有機溶剤を用いて脱脂した。次いで、板の中央に０．５ｇの純Ｃｕろう（ＢＣｕ－１）を載せ、真空炉に入れ、１１３０℃にて１０分加熱した。真空度は約５０Ｐａであった。加熱後に冷却し、ろうの寸法を測定した。寸法を測定した結果より、ろう面積を求め、次の式より、ろう拡がり係数を算出した。
　ろう拡がり係数＝熱処理後のろう面積／初期ろう面積
　表２に、ろう拡がり係数を示す。なお、ろう拡がり係数は、３枚の板における平均値である。本実施形態においては、ろう拡がり係数は２以上が良好であり、４以上はさらに優れている。
［素材の表面皮膜分析］
　Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）により、素材の表面皮膜を分析した。ＸＰＳはアルバック・ファイ社製である。使用Ｘ線源にｍｏｎｏ－ＡｌＫα線を用い、Ｘ線ビーム径が約１００μｍであり、取り出し角が４５度と９０度である条件で実施した。ＸＰＳにおける最表面の定量分析結果から、Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆ、Ｓｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆを求めた。ここでカチオンは金属元素のみを対象とした。また、酸化皮膜の厚さｄｆは、角度分解法により求めた。
　表２に、酸化皮膜の厚さｄｆ、Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆ、Ｓｉカチオン分率Ｓｉｆ、Ａｌカチオン分率Ａｌｆおよびｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値（Ａ値）を示す。
　表２に示すように、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０以下の本発明例は、ろう拡がり係数が２以上であり、ろう付け性に優れる。
　比較例に示すようにｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超えると、ろう拡がり係数が２未満となり、ろう付け性に劣る。
　発明鋼１－３と比較鋼１－１は、類似の化学組成を有するが、ろう拡がり係数に明瞭な違いが認められている。これは、発明鋼１－３に比べて、比較鋼１－１は、皮膜中のＳｉカチオン分率Ｓｉｆが高く、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超えたためである。発明鋼１－３に比べて、比較鋼１－１は、ソルトの温度が低いため、焼鈍工程で形成されたＳｉ酸化物が除去できずに濃化したと考えられる。
　比較鋼１－５と発明鋼１－１とは、同じ化学組成を有しているが、比較鋼１－５では焼鈍温度を高温化しソルトの温度を低下させたため、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超えている。このため、発明鋼１－１に比べて、比較鋼１－５は、ろう拡がり係数が大きく低下している。これは、主として、比較鋼１－５では、焼鈍工程で形成されたＳｉ酸化物が除去できずに濃化したためと考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例２）
　表３に示す化学組成を有する溶鋼３０ｋｇを真空溶解炉にて溶製して１７ｋｇの扁平鋼塊を作製した。次いで、加熱温度１２００℃にて厚さ４．５ｍｍまで鋼塊を熱延した。得られた熱延板に対して９５０℃にて熱延板の焼鈍を行い、次いで、アルミナショットによりスケールを除去し、板厚１ｍｍまで熱延板を冷延した。その後、得られた冷延板に対して仕上げ焼鈍を行い、ソルト法および硝ふっ酸への浸漬によりスケールを除去（酸洗）した。
　仕上焼鈍温度は表４に示す温度とし、保定時間は１分とした。
　ソルト法としては、ＮａＯＨを主成分とする市販のデスケール用アルカリソルトを加熱して鋼板をアルカリソルトに浸漬する方法を用いた。ソルト法では、ソルトの加熱温度を表４に示す温度とし、浸漬時間を５秒とした。
　硝ふっ酸浸漬においては、５５℃に加熱した３％ＨＦ－１０％ＨＮＯ３溶液を用い、鋼板をこの溶液に１０秒間浸漬した。
　こうして得られた冷延鋼板（発明鋼２－１～２－１２、比較鋼２－１～２－７）を用いて、強度、耐食性、ろう拡がり性を評価すると共に、素材の表面皮膜を分析した。なお、発明鋼２－４は、比較鋼２－６と同じ組成である。
［常温引張試験（強度）］
　冷延鋼板よりＪＩＳ１３Ｂ号試験片をＬ方向に採取し、常温で引張試験を行った。得られた０．２％耐力を、表４に示す。
[腐食試験]
　酸化劣化したバイオ燃料を模擬した条件にて腐食試験を行った。冷延鋼板より、それぞれ幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を２枚ずつ切り出し、有機溶剤を用いて脱脂した。試験溶液には、ギ酸の量が０．１％、酢酸の量が１％であり、Ｃｌイオン濃度が１００ｐｐｍになるようにＮａＣｌを溶解させた水溶液を用いた。試験温度は９５℃とし、試験時間は１６８ｈとした。これら以外の試験条件については、ＪＡＳＯ－Ｍ６１１－９２－Ａに準じた。
　腐食試験後に腐食生成物を除去し、次いで腐食減量の測定と局部腐食の有無を観察した。腐食減量は、試験前後の試験片の質量変化から求めた。局部腐食の有無は、試験片全面を対象にし、光学顕微鏡を用いて、以下に示すように判定した。すなわち、焦点深度法による腐食深さ測定値の検出限界である１０μｍを超える腐食痕が検出された場合を「局部腐食あり」と定義し、１０μｍを超える腐食痕が検出されなかった場合を「局部腐食なし」と定義した。
　そして、２つの試験片のうち１つでも、腐食減量が検出限界相当の０．５ｇ・ｍ－２以上および／または局部腐食があった場合を不合格（×）とした。また、２つの試験片のうち２つとも、腐食減量が０．５ｇ・ｍ－２未満で局部腐食が認められなかった場合を合格（○）とした。結果を表４に示す。
［ろう拡がり性］
　冷延鋼板より幅４０ｍｍ、長さ４０ｍｍの板を３枚ずつ切り出し、有機溶剤を用いて脱脂した。次いで、板の中央に０．５ｇの純Ｃｕろう（ＢＣｕ－１）を載せ、真空炉に入れ、１１３０℃にて１０分間加熱した。真空度は約５０Ｐａであった。加熱後に冷却し、ろうの寸法を測定した。寸法測定結果より、ろう面積を求め、次の式より、ろう拡がり係数を算出した。
　ろう拡がり係数＝熱処理後ろう面積／初期ろう面積
　表４に、ろう拡がり係数を示す。なお、ろう拡がり係数は、３枚の板における平均値である。本実施形態においては、ろう拡がり係数は２以上が良好であり、４以上はさらに優れている。
［素材の表面皮膜分析］
　Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）により、素材の表面皮膜を分析した。ＸＰＳはアルバック・ファイ社製である。使用Ｘ線源にｍｏｎｏ－ＡｌＫα線を用い、Ｘ線ビーム径が約１００μｍであり、取り出し角が４５度と９０度である条件で実施した。ＸＰＳにおける最表面の定量分析結果から、Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆ、Ｓｉカチオン分率ＳｉｆおよびＡｌカチオン分率Ａｌｆを求めた。ここでカチオンは金属元素のみを対象とした。また、酸化皮膜の厚さｄｆは、角度分解法により求めた。
　表４に、酸化皮膜の厚さｄｆ、Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆ、Ｓｉカチオン分率Ｓｉｆ、Ａｌカチオン分率Ａｌｆおよびｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値（Ａ値）を示す。
　表４に示すように、発明例２－１～２－１２は、０．２％耐力が２５０ＭＰａ以上であり、酸化劣化したバイオ燃料を模擬した条件における腐食試験で腐食なしであると共に、ろう拡がり係数が２以上であり、ろう付け性に優れる。
　Ｃｒ含有量が１５％未満の比較例２－１は、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０以下であるが、Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆが０．１８未満であった。ろう拡がり係数は２以上あるものの、酸化劣化したバイオ燃料を模擬した環境での耐食性に劣る。
　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超えている比較例２－２，２－４および２－６は、ろう拡がり係数が２未満となり、ろう付け性に劣る。
　比較例２－３は、Ｃｒ含有量が多いため、ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超えるとともに，Ｃｒカチオン分率Ｃｒｆが大きくなり、ろう拡がり係数が２未満となった。
　比較例２－５は、鋼板中のＮｂ含有量が少ないため、０．２％耐力が２５０ＭＰａ未満と強度に劣る。
　比較例２－７は、Ｃｒ含有量が多いため，ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）の値が２．０を超え、ろう拡がり係数が２未満となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　第１の実施形態に係るろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板は、ＥＧＲクーラ、オイルクーラ、排熱回収器、フューエルデリバリ系の部品などの自動車部品や、潜熱回収型ガス給湯器の二次熱交換器、ＣＯ２冷媒ヒートポンプ式給湯器（通称:エコキュート（登録商標））のプレート型熱交換器、その他各種プラントの熱交換器などの熱交換器類など、ろう付け接合で組み立てられる部材の素材として好適である。
　第２の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼は、自動車燃料供給系部品、特に燃料圧力の変動に伴う脈動を生じやすい直噴エンジンの燃料供給系部品に好適であり、地域を問わず適用可能である。第２の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼は、燃料供給系部品のなかでも、特にデリバリパイプ、燃料ポンプ部品、燃料圧力調整用部品等エンジンに近い部品で、高温になりやすく、圧力も高い環境下で使用される部品に好適である。

Claims (14)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０５％以下、
    　Ｓｉ：１％以下、
    　Ｍｎ：１．２％以下、
    　Ｃｒ：１４％以上２８％以下、
    　Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上０．８％以下、及び
    　Ａｌ：０．１％以下を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　表面に式１を満足する皮膜が形成されていることを特徴とするろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
    　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　　・・・（式１）
    　式１において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
  2. 　更に、質量％で、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　ろう付け接合された部材からなる熱交換部を備え、
    　前記部材は、請求項１～請求項３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板からなることを特徴とする熱交換器。
  5. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０５％以下、
    　Ｓｉ：１％以下、
    　Ｍｎ：１．２％以下、
    　Ｃｒ：１４％以上２８％以下、
    　Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）以上０．８％以下、及び
    　Ａｌ：０．１％以下を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　表面に式１を満足する皮膜が形成されていることを特徴とする熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
    　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　　・・・（式１）
    　式１において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。
  6. 　更に、質量％で、Ｎｉ：５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項５記載の熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
  7. 　更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項５または６記載の熱交換器用フェライト系ステンレス鋼板。
  8. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０５％以下、
    　Ｓｉ：１％以下、
    　Ｍｎ：１．２％以下、
    　Ｃｒ：１５％以上２３％以下、
    　Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）＋０．１％以上０．８％以下、及び
    　Ａｌ：０．１％以下を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　表面に式２および式３を満足する皮膜が形成されていることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
    　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式２）
    　０．１８≦Ｃｒｆ≦０．５　　　　　　　・・・（式３）
    　式２において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。式２、式３において、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示す。
  9. 　更に、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項８記載のフェライト系ステンレス鋼。
  10. 　更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項８または９記載のフェライト系ステンレス鋼。
  11. 　ろう付け接合された部材を備え、
    　前記部材は、請求項８～１０のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼からなることを特徴とする燃料供給系部品。
  12. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以下、
    　Ｎ：０．０５％以下、
    　Ｓｉ：１％以下、
    　Ｍｎ：１．２％以下、
    　Ｃｒ：１５％以上２３％以下、
    　Ｎｂ：８（Ｃ＋Ｎ）＋０．１％以上０．８％以下、及び
    　Ａｌ：０．１％以下を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　表面に式２および式３を満足する皮膜が形成されていることを特徴とする燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
    　ｄｆ×Ｃｒｆ＋５（Ｓｉｆ＋３Ａｌｆ）≦２．０　・・・（式２）
    　０．１８≦Ｃｒｆ≦０．５　　　　　　　・・・（式３）
    　式２において、ｄｆは単位がｎｍの皮膜の厚さを示し、Ｓｉｆは皮膜中のＳｉカチオン分率を示し、Ａｌｆは皮膜中のＡｌカチオン分率を示す。式２、式３において、Ｃｒｆは皮膜中のＣｒカチオン分率を示す。
  13. 　更に、質量％で、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：３％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１２記載の燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
  14. 　更に、質量％で、Ｖ：０．５％以下、Ｗ：１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｓｎ：０．５％以下、Ｃｏ：０．２％以下、Ｍｇ：０．００２％以下、Ｃａ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下、及びＧａ：０．０１％以下のうち何れか１種以上を含有することを特徴とする請求項１２または１３記載の燃料供給系部材用フェライト系ステンレス鋼。
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CN201480011445.8A CN105008590B (zh) 2013-03-29 2014-03-24 钎焊性优良的铁素体系不锈钢板、热交换器、热交换器用铁素体系不锈钢板、铁素体系不锈钢、燃料供给体系构件用铁素体系不锈钢及燃料供给体系部件
EP14773798.5A EP2980274B8 (en) 2013-03-29 2014-03-24 Ferritic stainless steel sheet having excellent brazeability, heat exchanger, ferritic stainless steel sheet for heat exchangers, ferritic stainless steel, ferritic stainless steel for members of fuel supply systems, and member of fuel supply system
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US14/770,680 US10131977B2 (en) 2013-03-29 2014-03-24 Ferritic stainless steel sheet having excellent brazability, heat exchanger, ferritic stainless steel sheet for heat exchangers, ferritic stainless steel, ferritic stainless steel for members of fuel supply systems, and member of fuel supply system
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Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015086470A (ja) * 2013-09-26 2015-05-07 日新製鋼株式会社 非水電解液環境での溶出量の少ないステンレス鋼板およびその製造方法ならびに非水電解液二次電池の外装部材
JP2016151038A (ja) * 2015-02-17 2016-08-22 日新製鋼株式会社 硫酸イオンと塩化物イオンを含んだ環境における耐食性に優れたプラント用途向けフェライト系ステンレス鋼製プラント部材
JP2016183400A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 バーリング加工部端面の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018115359A (ja) * 2017-01-17 2018-07-26 日新製鋼株式会社 潜熱回収型熱交換器用ステンレス鋼
EP3276029A4 (en) * 2015-03-26 2018-09-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel having excellent brazeability
JP2018172735A (ja) * 2017-03-31 2018-11-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性と耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびＮｉろう付け接合部材
WO2019151125A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2019178412A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日鉄ステンレス株式会社 Ｆｅ−Ｃｒ合金およびその製造方法
US10793930B2 (en) 2016-02-17 2020-10-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same
JP2021055141A (ja) * 2019-09-30 2021-04-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
US11091824B2 (en) * 2014-07-22 2021-08-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel and method for producing same, and heat exchanger equipped with ferritic stainless steel as member
JP2023139754A (ja) * 2022-03-22 2023-10-04 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2024009497A (ja) * 2022-07-11 2024-01-23 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106687622B (zh) * 2014-09-10 2019-05-03 新日铁住金株式会社 不易扩散接合的奥氏体系不锈钢钢板
EP3216554B1 (de) * 2016-03-09 2020-05-06 MTU Aero Engines GmbH Bauteil mit verschleissgeschützten öffnungen und vertiefungen sowie verfahren zur herstellung derselben
RU2627533C1 (ru) * 2016-06-16 2017-08-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Коррозионно-стойкая сталь
JP6418338B2 (ja) 2016-09-02 2018-11-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
WO2018043310A1 (ja) 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
CN110462079B (zh) 2017-03-30 2021-07-13 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢
CN118854188A (zh) * 2017-05-26 2024-10-29 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢
MY209263A (en) * 2020-03-25 2025-06-30 Casale Sa Use of ferritic steel in the high pressure section of urea plants
CN113061813B (zh) * 2021-03-22 2022-02-22 吉林省大维科技发展有限公司 一种采暖散热器用防腐合金钢及其制备方法
KR102949169B1 (ko) 2021-06-28 2026-04-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
WO2023276411A1 (ja) 2021-06-28 2023-01-05 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
AU2022366142A1 (en) * 2021-10-13 2024-04-04 Casale Sa Corrosion monitoring method

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5760056A (en) 1980-08-08 1982-04-10 Allegheny Ludlum Ind Inc Stabilized ferrite stainless steel with good weldability
JPH07292446A (ja) * 1994-04-22 1995-11-07 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 熱交換器用フェライト系ステンレス鋼
JP2002285300A (ja) 2001-01-18 2002-10-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2002363712A (ja) 2000-12-22 2002-12-18 Kawasaki Steel Corp 燃料タンク・燃料パイプ用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2008095575A (ja) 2006-10-10 2008-04-24 Toyota Motor Corp 内燃機関の燃料供給装置
JP2009174046A (ja) 2007-12-28 2009-08-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2011144768A (ja) 2010-01-15 2011-07-28 Maruyasu Industries Co Ltd 直噴エンジン用高圧燃料デリバリパイプ及びその製造方法
JP2011157616A (ja) 2010-02-03 2011-08-18 Nisshin Steel Co Ltd ろう付け用フェライト系ステンレス鋼
JP2012214881A (ja) * 2011-03-29 2012-11-08 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp バイオ燃料供給系部品用フェライト系ステンレス鋼およびバイオ燃料供給系部品

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62222100A (ja) 1986-03-24 1987-09-30 Kawasaki Steel Corp 高Ｃｒ−Ｍｏ系ステンレス鋼帯の製造方法
JP3111853B2 (ja) 1995-06-02 2000-11-27 住友金属工業株式会社 ステンレス冷延鋼板の製造方法
JP2000144462A (ja) 1998-11-09 2000-05-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高Ｃｒステンレス鋼板の表面仕上げ方法
EP1553198A1 (en) 2002-06-14 2005-07-13 JFE Steel Corporation Heat-resistant ferritic stainless steel and method for production thereof
JP5349153B2 (ja) * 2009-06-15 2013-11-20 日新製鋼株式会社 ろう付け用フェライト系ステンレス鋼材および熱交換器部材
JP2012012005A (ja) 2010-06-03 2012-01-19 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 給油管およびその製造方法
JP5856878B2 (ja) * 2011-03-29 2016-02-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 排熱回収器用フェライト系ステンレス鋼および排熱回収器
JP6157664B1 (ja) 2016-02-23 2017-07-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5760056A (en) 1980-08-08 1982-04-10 Allegheny Ludlum Ind Inc Stabilized ferrite stainless steel with good weldability
JPH07292446A (ja) * 1994-04-22 1995-11-07 Nippon Yakin Kogyo Co Ltd 熱交換器用フェライト系ステンレス鋼
JP2002363712A (ja) 2000-12-22 2002-12-18 Kawasaki Steel Corp 燃料タンク・燃料パイプ用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2002285300A (ja) 2001-01-18 2002-10-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2008095575A (ja) 2006-10-10 2008-04-24 Toyota Motor Corp 内燃機関の燃料供給装置
JP2009174046A (ja) 2007-12-28 2009-08-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp ろう付け性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2011144768A (ja) 2010-01-15 2011-07-28 Maruyasu Industries Co Ltd 直噴エンジン用高圧燃料デリバリパイプ及びその製造方法
JP2011157616A (ja) 2010-02-03 2011-08-18 Nisshin Steel Co Ltd ろう付け用フェライト系ステンレス鋼
JP2012214881A (ja) * 2011-03-29 2012-11-08 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp バイオ燃料供給系部品用フェライト系ステンレス鋼およびバイオ燃料供給系部品

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2980274A4
TAICHIRO MIZOGUCHI ET AL.: "Ferrite-kei Stainless Ko no Ni Rozuke- sei ni Oyobosu Hagane Seibun no Eikyo", REPORT OF THE ISIJ MEETING 'CURRENT ADVANCES IN MATERIALS AND PROCESSES, vol. 24, 2011, pages 977, XP008181048 *

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015086470A (ja) * 2013-09-26 2015-05-07 日新製鋼株式会社 非水電解液環境での溶出量の少ないステンレス鋼板およびその製造方法ならびに非水電解液二次電池の外装部材
US11091824B2 (en) * 2014-07-22 2021-08-17 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel and method for producing same, and heat exchanger equipped with ferritic stainless steel as member
JP2016151038A (ja) * 2015-02-17 2016-08-22 日新製鋼株式会社 硫酸イオンと塩化物イオンを含んだ環境における耐食性に優れたプラント用途向けフェライト系ステンレス鋼製プラント部材
EP3276029A4 (en) * 2015-03-26 2018-09-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel having excellent brazeability
JP2016183400A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 バーリング加工部端面の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US10669606B2 (en) 2015-03-26 2020-06-02 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel having excellent brazeability
US10793930B2 (en) 2016-02-17 2020-10-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic-austenitic two-phase stainless steel material and method for manufacturing same
JP2018115359A (ja) * 2017-01-17 2018-07-26 日新製鋼株式会社 潜熱回収型熱交換器用ステンレス鋼
JP2018172735A (ja) * 2017-03-31 2018-11-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 ろう付け性と耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびＮｉろう付け接合部材
WO2019151125A1 (ja) * 2018-01-31 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP6624347B1 (ja) * 2018-01-31 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2019178412A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日鉄ステンレス株式会社 Ｆｅ−Ｃｒ合金およびその製造方法
JP2021055141A (ja) * 2019-09-30 2021-04-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP7341016B2 (ja) 2019-09-30 2023-09-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス冷延鋼板
JP2023139754A (ja) * 2022-03-22 2023-10-04 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2024009497A (ja) * 2022-07-11 2024-01-23 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法
JP7801583B2 (ja) 2022-07-11 2026-01-19 日本製鉄株式会社 フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法

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