(57)【要約】【課題】耐熱性と加工性に優れた安価なフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｕ：０．４〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼を熱延した後、熱延板焼鈍を省略して酸洗を施し、直径４００ｍｍ以上の圧延ロールで冷延し、最終焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｕ：０．４〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
質量％にて、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：２．５％以下、Ｖ：１％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｓｎ：１％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
請求項１または２記載の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を熱延した後、熱延板焼鈍を省略して酸洗を施し、直径４００ｍｍ以上の圧延ロールで冷延し、最終焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に最適な耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の排気マニホールド、フロントパイプおよびセンターパイプなどの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通すため、排気部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。
【０００３】
従来、自動車排気部材には鋳鉄が使用されるのが一般的であったが、排ガス規制の強化、エンジン性能の向上、車体軽量化などの観点から、ステンレス鋼製の排気マニホールドが使用されるようになった。排ガス温度は車種やエンジン構造によって異なるが、６００〜８００℃程度が多く、このような温度域で長時間使用される環境において高い高温強度、耐酸化性を有する材料が要望されている。
【０００４】
ステンレス鋼の中でオーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れているが、熱膨張係数が大きいために、排気マニホールドのように加熱・冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。
【０００５】
一方、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張係数が小さいため、熱疲労特性や耐スケール剥離性に優れている。また、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、Ｎｉを含有しないため材料コストも安く、汎用的に使用されている。但し、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、高温強度が低いために、高温強度を向上させる技術が開発されてきた。例えば、ＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）があり、いずれもＮｂ添加が前提となっている。これは、Ｎｂによる固溶強化あるいは析出強化によって高温強度を高くするものであった。
【０００６】
ところで、Ｎｂを添加すると再結晶温度が高温化するため、鋼板製造段階での焼鈍温度を高くする必要がある。また、Ｎｂ添加により硬質化するため、熱延後に熱延板焼鈍を施して軟質化した後に冷延する必要がある。更に、熱延工程で析出するＮｂ析出物に起因して靭性が低下し、製造工程で割れや破断などのトラブルが生じる場合がある。この他、Ｎｂ添加鋼は製品板の硬質化、伸びの低下、深絞り性の指標となるｒ値が低い課題もある。これは、固溶Ｎｂや析出Ｎｂの存在により常温における硬質化や再結晶集合組織の発達が抑制されることで、排気部品を成形する際のプレス性、形状自由度を阻害するものである。このように、Ｎｂ添加鋼は鋼板の生産性、製造性ならびに加工性に課題がある。また、Ｎｂ添加により製造コストも上昇するため、Ｎｂ以外の添加元素によって高温特性を確保できればＮｂ添加量を抑えることができ、低コストで加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能になる。ＳＵＳ４４４に添加されているＭｏは合金コストが高いため、部品コストが著しく上昇する課題も生じる。
【０００７】
ＮｂやＭｏ以外に高温強度向上に寄与する合金として、特許文献１〜６にＣｕ添加に関する技術が開示されている。特許文献１は、Ｃｕ添加は低温靭性向上のために０．５％以下の添加が検討されており、耐熱性の観点からの添加ではない。特許文献２は、鋼の耐食性及び耐候性を高める作用を利用した技術であり、耐熱性の観点からの添加ではない。特許文献３〜６は、Ｃｕ析出物による析出硬化を利用して６００℃あるいは７００〜８００℃の温度域における高温強度を向上させる技術が開示されている。しかしながら、これら従来技術はいずれもＮｂとの複合添加となっており、上記のような製造性に課題がある他、加工性やコストの面で課題があった。また、Ｃｕ添加による高温強度向上についての従来技術は、Ｃｕ析出物を利用したものであるが、Ｃｕ析出物は長時間高温に曝された場合、析出物の凝集・合体による粗大化が急速に生じるため、析出強化能が著しく低下してしまう問題がある。排気マニホールドのように、エンジンの起動・停止に伴う熱サイクルを受ける場合、長時間使用段階で著しく高温強度が低下して熱疲労破壊を起こす危険性が生じることになる。特にＮｂを多量に添加した成分系の場合、高温加熱時に粗大なＬａｖｅｓ相と母相界面にＣｕ析出物が析出するため、Ｃｕ析出物による析出強化能力が発現しない問題があった。特許文献６ではＮｂ−Ｃｕ−Ｂ複合添加により微細なＣｕを析出させる技術が開示されているが、Ｌａｖｅｓ相との複合析出は回避できないとともに、微量Ｍｏ添加が前提となっており加工性やコストに課題があった。このように、耐熱性の観点から高温強度を向上させるためにＣｕを微細に析出させる検討はあるが、従来技術ではＣｕの微細析出させるには至っておらず、加工性やコストの観点からも不十分なものであり、課題解決の検討がなされていない。一方、特許文献７〜９には、高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼として、Ｂを含有した鋼が開示されているが、いずれも加工性改善のためにＢ添加されており、耐熱性の観点からの添加ではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−３７１７６号公報
【特許文献２】特許第３４４６６６７号公報
【特許文献３】国際公開ＷＯ２００３／００４７１４号公報
【特許文献４】特許第３４６８１５６号公報
【特許文献５】特許第３３９７１６７号公報
【特許文献６】特開２００８−２４０１４３号公報
【特許文献７】特開平９−２７９３１２号公報
【特許文献８】特開２０００−１６９９４３号公報
【特許文献９】特開平１０−２０４５９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、特に排気ガスの最高温度が６００〜８００℃となる熱環境下で使用され、耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を、安価に提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明では、Ｎｂを無添加とする鋼成分においてＣｕ添加によってＣｕ析出物を微細分散させることで高温特性を向上させた排気マニホールド用フェライト系ステンレス鋼板を安価に提供することを目的とし、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｂ複合添加により析出物微細化を活用し、安価で耐熱性と加工性に優れた新しいフェライト系ステンレス鋼板を発明した。上記課題を解決するために、本発明者らはＮｂを多量に添加しない鋼における５００℃〜８００℃程度における高温強度の発現性並びに常温延性について詳細に調査した。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。この特徴として、Ｃｕ添加鋼の場合、上記温度域ではＣｕ析出物が多量に析出することから、高温強度を向上させるためには析出物の形態を制御する方法が有効である。具体的には、ＴｉとＣｕを複合添加し、更にＢ添加することでＣｕ析出物が均一に微細析出し、析出強化活用とともに時効熱処理による強度低下を抑えることが可能となる。これは、排気部材のように繰り返し熱サイクルを受け、長期に使用される部品の耐久安定性に対して有効である。前述したようにＮｂ添加鋼にＣｕを添加した場合もＣｕ析出物が析出して強化に作用するが、同時にＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの析出物（Ｆｅ2Ｎｂ）が生成する。これは、Ｍｏ添加鋼においても同様にＦｅとＭｏの析出物（Ｆｅ2Ｍｏ）が生成する。この場合、粗大なＬａｖｅｓ相と母相界面にＣｕが複合析出するため微細析出にならず、また温度条件によっては時間の経過とともに急激に粗大化してしまう。このような析出形態の場合は、強化能が低下してしまって十分な高温強度は得られず、耐久性が低くなる。そこで、本発明では、微細なＣｕ析出物単独で析出強化の作用を得、かつ粗大化を抑制するために、Ｌａｖｅｓ相とＣｕの複合析出が生じない微細析出技術によって、安価で耐熱性能を発揮する鋼材を提供することを可能とした。
【００１１】
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃｕ：０．４〜３％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）質量％にて、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：２．５％以下、Ｖ：１％以下、Ｚｒ：１％以下、Ｓｎ：１％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）（１）または（２）記載の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を熱延した後、熱延板焼鈍を省略して酸洗を施し、直径４００ｍｍ以上の圧延ロールで冷延し、最終焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば特に多量にＮｂを添加しなくても高温強度と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られ、特に自動車などの排気系部材に適用することにより、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明鋼と比較鋼の高温引張試験における０．２％耐力を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
ここで、下限の規定がないものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。
【００１５】
以下に本発明の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほど良いため、０．０２％以下とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００１〜０．００９％が望ましい。
【００１７】
ＮはＣと同様、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため、その含有量は少ないほど良いため、０．０２％以下とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、０．００３〜０．０１５％が望ましい。
【００１８】
Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、高温強度と耐酸化性を改善する元素である。８００℃程度までの高温強度は、Ｓｉ量の増加とともに向上し、その効果は０．１％以上で発現する。しかしながら、過度な添加は常温延性を低下させるためその上限を２％とする。また、耐酸化性を考慮すると０．２〜１．０％が望ましい。
【００１９】
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する。また、長時間使用中にＭｎ系酸化物表層に形成し、スケール密着性や異常酸化抑制効果に寄与する。一方、２％超の過度な添加は、常温延性を低下させる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させるため、上限を２％とした。更に、高温延性やスケール密着性を考慮すると、０．１〜１．０％が望ましい。
【００２０】
Ｃｒは、本願発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１０％未満では、その効果は発現せず、２０％超では加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、１０〜２０％とした。更に、製造性や高温延性を考慮すると１０〜１８％が望ましい。
【００２１】
Ｃｕは、先述したように特に６００〜８００℃程度の中温度域における高温強度向上に有効な元素である。これは、該温度域におけるＣｕ析出物の生成による析出強化が主な要因である。図１は、Ｃｕ添加鋼である鋼Ａ（０．００５％Ｃ−０．００７％Ｎ−０．４１％Ｓｉ−０．４５％Ｍｎ−１０．５％Ｃｒ−１．２５％Ｃｕ−０．１５％Ｔｉ−０．０００９％Ｂ）、鋼Ｂ（０．００６％Ｃ−０．００９％Ｎ−０．８８％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−１３．９％Ｃｒ−１．４２％Ｃｕ−０．１１％Ｔｉ−０．０００５％Ｂ）、鋼Ｃ（０．００４％Ｃ−０．０１１％Ｎ−０．１１％Ｓｉ−０．１３％Ｍｎ−１７．５％Ｃｒ−１．３６％Ｃｕ−０．１９％Ｔｉ−０．０００４％Ｂ）の高温耐力を示す。比較として汎用的に使用されているＳＵＨ４０９Ｌ（０．００５％Ｃ−０．００７％Ｎ−０．３５％Ｓｉ−０．５０％Ｍｎ−１０．５％Ｃｒ−０．１５％Ｔｉ）とＮｂ−Ｓｉ鋼（０．００６％Ｃ−０．００９％Ｎ−０．９０％Ｓｉ−０．３５％Ｍｎ−１３．８％Ｃｒ−０．４５％Ｎｂ）の結果も示す。ここで  高温引張試験はＪＩＳＧ０５６７に準拠して圧延方向に引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した。これより、鋼Ａ、鋼Ｂおよび鋼ＣともにＮｂが無添加であるにも関わらず、いずれの温度域においても既存鋼であるＳＵＨ４０９ＬやＮｂ−Ｓｉ鋼よりも高温強度が高いことがわかる。６００℃程度の温度域では高強度であり、排気ガス温度が低い環境で使用される場合には特に有効であり、６００℃未満の環境においても発明鋼は適用可能である。本発明では、汎用的に使用されている既存鋼であるＮｂ−Ｓｉ鋼の高温耐力を考慮し、６００℃および８００℃耐力がそれぞれ１５０ＭＰａ以上、および３０ＭＰａ以上を高温強度の要求特性とした。このような効果は、Ｃｕ析出物が生成することによる析出硬化作用であり、０．４％以上の添加により発現する。また、本発明では、上記のようにＬａｖｅｓ相との複合析出によるＣｕ析出物の粗大化を抑制しているとともにＴｉやＢとの複合添加によって微細にＣｕ析出を生じる。一方、過度な添加は、常温延性および耐酸化性に支障が生じる。また、３％以上添加すると熱延工程での耳割れが顕著になり製造性に問題が生じるため上限を３％とした。製造性、スケール密着性および溶接性などを考慮すると、０．５〜２．５％が望ましい。
【００２２】
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。また、Ｃｕとの複合添加において、適量添加することにより上記のようにＣｕ析出物の均一析出をもたらし、高温強度及び熱疲労特性を向上させる。この作用は、結晶粒内のＴｉのクラスターあるいはＴｉ系の微細な析出物がＣｕ析出物の生成サイトになり、Ｃｕが粒界に粗大に生成することを抑制するためと推察される。更に、冷間圧延後の再結晶焼鈍時に再結晶集合組織が発達し易くなるため、ｒ値の向上に寄与し、プレス成形性を格段に向上させる。これらの効果は、０．０１％以上から発現するが、０．５％超の添加により、固溶Ｔｉ量が増加して常温延性が低下する他、粗大なＴｉ系析出物を形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になり、プレス加工性を劣化させる。また、耐酸化性も劣化するため、Ｔｉ添加量は０．５％以下とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．０５〜０．３％が望ましい。
【００２３】
Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素である。本発明ではＴｉ―Ｃｕと複合添加することで、Ｃｕ析出物が微細析出し、高温強度の向上にも寄与する。一般的にＢは、高温域で（Ｆｅ，Ｃｒ）23（Ｃ，Ｂ）6やＣｒ2Ｂを形成し易いが、Ｔｉ−Ｃｕ複合添加鋼においては、これらの析出物は析出せず、先述したＣｕ析出物を微細析出させる効果があることが判明した。Ｃｕ析出物は通常析出初期において極めて微細に析出し強度向上効果が大きいが、時効熱処理により粗大化し、時効後の強度低下が大きい。しかしながら、Ｂ添加によりＣｕ析出物の粗大化が抑制され、使用時の強度安定性が高くなる。Ｂ添加によるＣｕ析出微細化および粗大化抑制効果の機構は明確ではないが、Ｂの粒界偏析によりＣｕ析出物の粒界析出および粗大化を抑制し、粒内に微細析出させると推察される。これらの効果は、０．０００２％以上で発現するが、過度な添加は硬質化や粒界腐食性と耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、０．０００２〜０．００３０％とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１５％が望ましい。
【００２４】
以上の元素に加えて、必要に応じて、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｚｒを添加しても良い。
【００２５】
Ｎｂは、高温強度や熱疲労特性を向上させるために必要に応じて添加すれば良いが、Ｌａｖｅｓ相の生成が生じてＣｕ析出による析出強化能力を抑制させてしまうため、多量の添加は望ましくない。また、加工性を阻害し、本発明が必須とする常温の破断伸びを確保できないので、上限を０．３％とする。更に、生産性や製造性の観点から、０．０１〜０．２％が望ましい。
【００２６】
Ｍｏも高温強度や熱疲労特性をさらに向上させる元素である。しかしながら、多量に添加すると、Ｎｂと同様にＬａｖｅｓ相の析出が起こり好ましくない。さらには、常温延性も低下するため、微量添加が好ましく、０．０１％以上０．３％以下が良い。さらに好ましくは、０．０１％以上０．２％以下が良い。
【００２７】
しかしながら、ＮｂとＭｏを同時に添加する場合は、加工性の低下が懸念されるので、その合計量の上限は、０．２％未満が望ましい。
【００２８】
Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させるため必要に応じて添加する元素である。また、固溶強化元素として６００〜７００℃の強度向上に有用である。その作用は０．０１％から安定して発現するが、過度の添加は硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性が著しく低下するため、上限を２．５％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．０１〜２．０％が望ましい。
【００２９】
Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用が生じて高温強度向上に寄与するため必要に応じて添加する元素である。この効果は０．０１％以上の添加で安定して発現するが、１％超添加すると析出物が粗大化して高温強度が低下し、熱疲労寿命は低下してしまうため、上限を１％とした。更に、製造コストや製造性を考慮すると、０．０８〜０．５％が望ましい。
【００３０】
ＺｒはＴｉやＮｂ同様に炭窒化物形成元素であり、固溶Ｔｉ，Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与し、０．２％以上の添加により安定して効果を発揮するため必要に応じて添加する元素である。しかしながら、１％超の添加により製造性の劣化が著しいため、０．２〜１％とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．２〜０．６％が望ましい。
【００３１】
Ｓｎは、原子半径が大きく固溶強化に有効な元素であり、常温の機械的特性を大きく劣化させないため必要に応じて添加する元素である。高温強度への寄与は０．１％以上で安定して発現するが、１％以上添加すると製造性や溶接性が著しく劣化するため、０．１〜１％が好ましい。更に、耐酸化性等を考慮すると、０．２〜０．５％が望ましい。
【００３２】
本発明は、ＮｂおよびＭｏを無添加ないしは低濃度含有量とし、かつ、高温強度を確保し得た。その結果、常温伸びの向上を実現することができた。
【００３３】
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。冷間圧延条件について、ステンレス鋼板の冷間圧延は、通常ロール径が６０〜１００ｍｍ程度のゼンジミア圧延機でリバース圧延されるか、ロール径が４００ｍｍ以上のタンデム式圧延機で一方向圧延されるかである。いずれも、複数パスで圧延される。
【００３４】
本発明では、加工性の指標であるｒ値を高くするために、ロール径が４００ｍｍ以上のタンデム式圧延機で冷間圧延を施す方が好ましい。ロール径が１００ｍｍ以下と小さい場合、冷間圧延時に表層近傍にせん断歪みが多く導入され、次工程の再結晶焼鈍時に＜１１１＞や＜５５４＞結晶方位発達が抑制され、ｒ値の向上が困難となる。大径ロールで冷間圧延することによって、せん断歪みの抑制によって上記結晶方位が顕著に発達し、ｒ値向上に寄与する。また、タンデム式圧延は一方向圧延であり、ゼンジミア圧延に比べて圧延パス数が少ないため、生産性においても優れる。尚、冷間圧延工程における圧下率が低いと焼鈍後に再結晶組織が得られなかったり、過度に粗粒化して機械的性質を劣化させるため、冷間圧延工程の圧下率は３０％以上が望ましい。
【００３５】
また、フェライト系ステンレス鋼板の製造において通常実施される熱延板焼鈍を施しても良いが、本発明では熱延板の焼鈍は施さない方が生産性向上の観点から好ましい。通常のＮｂ添加鋼は熱延板が硬質であるため、冷延する前に焼鈍が施されるが、本発明鋼はＮｂを添加しないか、少量添加のため熱延板の焼鈍を省略することが可能となり、製造コストの低減をもたらす。また、熱延板の焼鈍を省略することにより、冷延・焼鈍後の集合組織が発達し、ｒ値向上や異方性低減によるプレス成形性の向上にもつながる。
【００３６】
他工程の製造方法については特に規定しないが、熱延条件、熱延板厚、冷延板焼鈍温度、雰囲気などは適宜選択すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。更に、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すれば良い。なお、本発明はＮｂ無添加ないしＮｂ含有量が低いので、冷間圧延後の焼鈍温度を８５０〜９７０℃と低い温度とすることができる。これにより、焼鈍温度が９７０℃を超える場合に比較し高温耐力を向上することができる。
【実施例】
【００３７】
表１、２に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを焼鈍せずに酸洗し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。ここで、冷間圧延において、大径ロール（直径４５０ｍｍ）を有する圧延機で一方向の多パス圧延を行い、比較として小径ロール（直径１００ｍｍ）を有する圧延機でリバース式の多パス圧延を行った。冷延板の焼鈍温度は、結晶粒度番号を６〜８程度にするために、８５０〜９７０℃とした。Ｎｂ含有量が本発明の上限を外れる比較例については、冷延板の焼鈍温度を１０００〜１０５０℃とした。表中のＮｏ．１〜１７、３７は本発明鋼、Ｎｏ．１８〜３６は比較鋼で、Ｎｏ．１８はＳＵＨ４０９Ｌ、Ｎｏ．１９と２０はＮｂ−Ｓｉ添加鋼として使用実績がある鋼である。
【００３８】
このようにして得られた製品板から、高温引張試験片を採取し、６００℃および８００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳＧ０５６７に準拠）。６００℃耐力が１５０ＭＰａ以上、８００℃耐力が３０ＭＰａ以上を合格とした。また、耐酸化性の試験として、大気中９００℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化の発生有無を評価した（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）。異常酸化なしを合格とした。
【００３９】
常温の加工性として、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製して圧延方向と平行方向の引張試験を行い、破断伸びを測定した。常温での破断伸びは３５％以上あれば、複雑な部品への加工が可能となるため、破断伸び３５％以上を合格とした。
【００４０】
ｒ値の評価は、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（１）式および（２）式を用いて平均ｒ値を算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ）        （１）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４          （２）
ここで、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値である。ここで、平均ｒ値が１．３以上あれば、複雑な部品への加工が可能となるため、平均ｒ値１．３以上を有することが望ましい。
【００４１】
【表１】
2010248620.tif 000003
【００４２】
【表２】
2010248620.tif 000004
【００４３】
表１、２において、成分は質量％を意味する。また本発明範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。表１、２から明らかなように、Ｎｏ．１〜１７の本発明で規定する成分組成を有する鋼を上記のような通常の方法にて製造した場合、比較例に比べて６００℃、８００℃における高温耐力が高く、９００℃において異常酸化がなく耐酸化性にも優れていることがわかる。
【００４４】
また、常温での機械的性質において破断延性が３５％以上と高く、比較鋼に比べて加工性に優れていることがわかる。
【００４５】
比較鋼のＮｏ．１８，１９，２０は既存鋼であるが、高温強度が要求値よりも低く、Ｎｂを過剰に添加した比較鋼Ｎｏ．１９，２０はｒ値も低い。Ｎｏ．２１と２２は、それぞれＣとＮが上限外れで、高温強度、耐酸化性、加工性に劣る。Ｎｏ．２３は、Ｓｉが過剰に添加されており、加工性に劣る。Ｎｏ．２４は、Ｍｎが過剰に添加されており、耐酸化性と加工性に劣る。Ｎｏ．２５は、Ｃｒ量が少ないため高温強度が低いとともに耐酸化性も劣る。Ｎｏ．２６は、Ｃｕ添加量が少ないため６００℃と８００℃の０．２％耐力が低い。Ｎｏ．２７は、Ｔｉが上限外れで耐酸化性と加工性が劣る。Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量が下限外れでＮｂを過剰に添加したため、延性が低い。Ｎｏ．２９は、Ｎｂが過剰に添加されているため、延性やｒ値が低い。Ｎｏ．３０は、Ｂが上限外れのため耐酸化性や加工性が低い。Ｎｏ．３１はＢ添加量が０．０００１％と下限外れであるため、８００℃においてＣｕ析出物が粗大化して強化能力が低下し、耐力が低い。Ｎｏ．３２〜３６は、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、ＺｒおよびＳｎが上限外れのため常温延性が低く、部品加工に支障をきたす。
【００４６】
本発明例のうち、冷間圧延に大径ロールを用いたＮｏ．１〜１７は、平均ｒ値も１．３以上と良好な値を示した。本発明例のＮｏ．３７鋼は、高温耐力と常温での破断延性は良好であるが、冷延ロール径が小さいため、ｒ値が好ましい範囲よりは低い値となった。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
以上の説明から明らかなように、本発明によればＮｂやＭｏのような高価な合金元素を多量に添加せずとも高温特性と加工性に優れたステンレス鋼板を提供することができ、特に排気部材に適用することにより、部品コストの低減や軽量化による環境対策など社会的寄与は格段に大きい。
【図１】
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