(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.015 wt％以下、
Ｎ：0.015 wt％以下、
ただし、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、
Cr：10wt％以上、14wt％以下、
Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、
Ｐ：0.03wt％以下、
ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以上、20以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、圧延に先立ってスラブを 980〜1200℃に加熱し、仕上げ圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下率：15％以上で行い、しかるのち 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼鈍せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼組成が、さらに
Cu：0.5 wt％以下、
Ｖ：0.5 wt％以下、
Ni：1.0 wt％以下、
Mo：3.0 wt％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有するものである成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、圧延に先立ってスラブを 980〜1100℃に加熱し、仕上げ圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下率：20％以上でかつ摩擦係数：0.25以下の潤滑条件下で行い、しかるのち巻き取り工程に供することを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法に関し、特にその製造工程中、熱間圧延後の熱延板焼鈍を省略することにより、製造工程の短縮化および製造コストの低減を実現しようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ti含有低Crフェライト系ステンレス鋼は、Cr含有量が少ないため比較的安価でありながらステンレス鋼の優れた耐食性を持ち、またTiを含有しているため、成形性や溶接性に優れており、これまで普通鋼や亜鉛めっき鋼、あるいはアルミめっき鋼が使われていた自動車排気系材料に使用されるようになってきている。
通常のTi含有低Crフェライト系ステンレス鋼板の製造においては、連続鋳造スラブ、またはインゴットを分塊圧延したスラブを、1100℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延し、ついで 600℃以下の温度で巻き取り、放冷後、熱延板の軟質化、均質化を目的とするバッチ式焼鈍あるいは連続焼鈍を行い、引き続き冷間圧延、仕上げ焼鈍を行うことにより製品とされている。
【０００３】
しかしながら、今日では製造コスト低減への要求が特に強いことから、熱延板の焼鈍を省略して製造コストを削減する方法が広く用いられている。
この際に最も問題となる点は、熱延板の焼鈍を省略することにより、熱延板焼鈍を施した場合に比べて、冷延焼鈍後の鋼板の成形性、例えば伸びやｒ値が劣化することである。従って、自動車排気系部品のなかでも、加工が厳しく、優れた成形性を必要とする場合には、依然として熱延板焼鈍を施したコストの高い材料の使用を余儀なくされていた。
【０００４】
このような熱延板焼鈍を省略する際の成形性の劣化を改善する方法として、特公平３-49973号公報には、Ｃ：0.06wt％、Cr：13〜16wt％の組成を有し、熱間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合組織となる鋼種について、巻き取り温度を 750〜1000℃とし、その後少なくとも 700℃以下の温度まで徐冷して軟化させることにより、熱延板焼鈍を省略する方法が提案されている。
しかしながら、上記の方法は、Tiを含有せず、また熱間圧延時にフェライト−オーステナイの２相混合組織となる鋼種についてのものであり、従って、熱間圧延時にもフェライト単相で、またTi化合物の析出が鋼の再結晶挙動を左右するこの発明の鋼とは本質的に異なる。
【０００５】
また、特開昭50-15722号公報には、17wt％Cr鋼および15wt％Cr鋼にTiを含有させ、熱間加工温度ではフェライト単相かまたは多くても５％までしかオーステナイト相を含有しないフェライト系ステンレス鋼に対して、熱間圧延後、焼鈍を行うことなく冷延し、ついで焼鈍を施すことにより、成形性に優れた鋼材を得る方法が提案されている。なお、上記のような高Cr鋼は、熱延後、 600℃以上の高温で巻き取るとその後の冷却中に鋼が脆化するため、通常は熱延後に水冷し、600 ℃以下の温度で巻き取っている。
しかしながら、 600℃以下の巻き取り温度では、巻き取り後の徐冷中に鋼の軟化が十分に行われないため、冷延焼鈍後の十分な加工性をそなえた鋼板は得られなかった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、Ti含有低Crフェライト系ステンレス鋼に対して、冷間圧延の前に行う熱延板焼鈍を省略しても、熱延板焼鈍を施したものと同等あるいはそれ以上の優れた成形性をそなえるフェライト系ステンレス冷延鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、Ti含有低Crフェライト系ステンレス鋼について、その成分組成および熱延条件について綿密な検討を行った。
その結果、成形性に優れた鋼板を製造するには、特にTiとＰの含有量の比をある適切な範囲内に規制すると共に、熱間圧延後 600℃以上の高温でコイルに巻き取ることが重要であることの知見を得た。
【０００８】
すなわち、発明者らの研究によれば、Ti含有低Crフェライト系ステンレス鋼において、特にTiおよびＰ含有量につき、３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦20の条件を満足する場合には、熱延板の焼鈍を省略してもそのｒ値および伸びの劣化がなくなり、熱延板焼鈍を施したものと同等、あるいはそれ以上の優れた成形性を示すことが究明されたのである。
【０００９】
図１に、冷延焼鈍板のｒ値に及ぼすTiおよびＰの影響を整理して示す。
同図に示した結果は、Fe−11％Cr−0.2 ％Tiの基本組成に対して、Ｐ，ＣおよびＮの含有量を種々に変更した鋼種について、200 mm厚のスラブを1080℃に加熱し、仕上げ圧延最終パスを圧下率：30％、摩擦係数：0.25の条件下で、またその前段パスを圧下率：25％、摩擦係数：0.25の条件下でそれぞれ熱間圧延し、3.5 mm厚の熱延板とした後、巻き取り温度：550, 600, 700 および800 ℃の４条件で巻き取り、ついで熱延板焼鈍を省略して、1.2 mm厚まで冷延し、しかるのち 880℃, １分の仕上げ焼鈍を施したものについて、引張試験でｒ値を測定したものである。
なお、ｒ値は、圧延方向に対して、０°、45°、90°方向のJIS 13号Ｂ形状の引張試験片で測定し、次式により算出したものである。
ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４
【００１０】
図１に示したとおり、巻き取り温度が一定の場合、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐの値が３〜20の範囲で高いｒ値が得られている。また、巻き取り温度が高いほどｒ値は高くなるが、特に 600℃以上の範囲でその効果は顕著になっている。
すなわち、ｒ値を改善するには、成分中、特にTi, Ｐ，ＣおよびＮの含有量を３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦20とすること、および巻き取り温度を 600℃以上で通常の熱間圧延が可能な範囲でできるだけ高くすることが有効であることが判明したのである。
【００１１】
さらに、スラブ加熱温度、仕上げ圧延の後段の圧下率および摩擦係数についても詳細な検討を行ったところ、適正なスラブ加熱温度の下で、少なくとも後段２段について低摩擦係数の潤滑圧延とすることによって、成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼が得られることが新規に知見されたのである。
【００１２】
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.015 wt％以下、
Ｎ：0.015 wt％以下、
ただし、Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下、
Cr：10wt％以上、14wt％以下、
Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下、
Ｐ：0.03wt％以下、
ただし、｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以上、20以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、圧延に先立ってスラブを 980〜1200℃に加熱し、仕上げ圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下率：15％以上で行い、しかるのち 600℃以上の温度でコイルに巻き取り、ついで焼鈍せずに酸洗したのち、冷間圧延ついで仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法（第１発明）。
【００１３】
２．上記第１発明において、鋼組成が、さらに
Cu：0.5 wt％以下、
Ｖ：0.5 wt％以下、
Ni：1.0 wt％以下、
Mo：3.0 wt％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有するものである成形性に優れたTi
含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法（第２発明）。
【００１４】
３．第１発明または第２発明において、フェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延するに際し、圧延に先立ってスラブを 980〜1100℃に加熱し、仕上げ圧延の最終パスおよびその前段パスをそれぞれ、圧下率：20％以上でかつ摩擦係数：0.25以下の潤滑条件下で行い、しかるのち巻き取り工程に供することを特徴とする成形性に優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼の製造方法（第３発明
）。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、この発明において、素材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.015 wt％以下
Ｃは、成形性に悪影響を及ぼす元素であり、含有量が 0.015wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.015 wt％以下に限定した。この発明の主旨からは、Ｃ含有量は低いほど良く、特に 0.006wt％以下にするのが望ましい。
【００１６】
Ｎ：0.015 wt％以下
Ｎも、Ｃと同様、成形性に悪影響を及ぼす元素であり、0.015 wt％を超えるとその影響が顕著になるので、0.015 wt％以下に限定した。好ましくは 0.008wt％以下である。
【００１７】
Ｃ＋Ｎ：0.02wt％以下
ただし、ＣおよびＮとも、上記の範囲を満足していても、合計量が0.02wt％を超えると成形性が劣化するので、Ｃ＋Ｎ量は0.02wt％以下に限定した。
【００１８】
Cr：10wt％以上、14wt％以下
Crは、耐食性を向上させる元素であるが、含有量が10wt％に満たないと耐食性の顕著な向上が見られず、一方14wt％を超えて多量に含有すると熱延時に高温で巻き取る際に脆化が起こるため、Crは10〜14wt％に限定した。
【００１９】
Ti：５×（Ｃ＋Ｎ）以上、0.6 wt％以下
Tiは、鋼中のＣおよびＮを固定し、成形性および溶接性を向上させる元素であり、この効果はTiをwt％で５×（Ｃ＋Ｎ）以上含有することにより発揮される。しかしながら、0.6 wt％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでなく、固溶Tiが鋼の再結晶温度を上昇させて、高温巻き取り時の鋼の軟化を妨げるので、この値を上限とした。
【００２０】
Ｐ：0.03wt％以下
Ｐは、耐食性およびｒ値を劣化させる元素なので、極力低減することが好ましいが、0.03wt％以下で許容される。望ましくは、0.015 wt％以下である。
【００２１】
｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ：３以上、20以下
さらに、この発明者らの知見によれば、Ti，Ｐ、さらにはＣおよびＮの含有量が３≦｛Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）｝／Ｐ≦20の関係式を満たす場合に、優れた成形性が得られることから、この式によりTi，Ｐ，ＣおよびＮの含有量を限定した。
【００２２】
以上、必須成分について説明したが、この発明ではさらに、耐食性改善成分としてCu, Ｖ，NiおよびMoのうちから選んだ１種または２種以上を含有させることもできる。
Cu：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以下、Ni：1.0 wt％以下、Mo：3.0 wt％以下
Cu, Ｖ，NiおよびMoはいずれも、耐食性の改善に有用な元素であるが、それぞれCu：0.5 wt％、Ｖ：0.5 wt％、Ni：1.0 wt％、Mo：3.0 wt％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでなく、製造性および経済性を損なうので、各元素とも上記の範囲で添加するものとした。
【００２３】
次に、この発明法に従う製造条件について説明する。
この種鋼板の製造に際しては、巻き取り温度が特に重要であり、巻き取り温度：600 ℃以上で巻き取られたコイルは、冷却過程において軟質化、均質化し、冷延、焼鈍後の鋼板の成形性が 600℃未満で巻き取った場合に比べて優れることから、巻き取り温度は 600℃以上とした。なお、通常の熱延が可能な範囲であれば、巻き取り温度が高いほど成形性の向上が顕著に見られることから、巻き取り温度は 700℃以上とすることが好ましい。
【００２４】
また、熱間圧延条件は次のとおりであり、特に第３発明の条件で行うことは有利である。
すなわち、圧延前のスラブ加熱温度が 980℃に満たないと、圧延荷重が上昇し圧延が困難となり、一方1200℃を超えると良好な成形性を得るのに必要な組織が得難いので、圧延前のスラブ加熱温度は 980〜1200℃とする。特に好ましくは 980〜1100℃の範囲である。
【００２５】
また、仕上げ圧延に際しては、とくに後段の圧延条件が重要であり、仕上げ圧延の最終パスとその前段パスのうちいずれかの圧下率が15％に満たないと、圧延前のスラブ加熱温度および後述する摩擦係数が適正範囲内にあっても成形性の向上が不十分となるので、仕上げ圧延の後段２パスの圧下率はそれぞれ15％以上とする。特に好ましくは20％以上である。
【００２６】
さらに、仕上げ圧延の後段２パスの圧延を潤滑圧延とすることは、成形性向上の面で一層の効果がある。ここに、摩擦係数が0.25を超えると成形性の改善効果は乏しくなるので、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25以下とすることが好ましい。
【００２７】
【実施例】
表１に示す成分組成になるフェライト系ステンレス鋼を、連続鋳造により200 mm厚のスラブとし、このスラブを熱間圧延により、30mm厚まで粗圧延し、引き続き７段からなる仕上げ圧延機を用いて、3.5 mm厚の熱延鋼板とした。
上記の熱間圧延において、圧延前のスラブ加熱温度、仕上げ圧延の６パス目（Ｆ６）と最終パスである７パス目（Ｆ７) それぞれの圧下率および摩擦係数、さらには圧延後の巻取り温度をそれぞれ表２のように変化させた。
表２において、No.1からNo.6のスラブ加熱温度、仕上げ圧延圧下率は第１発明または第２発明に従う熱間圧延条件、またNo.7からNo.10のスラブ加熱温度、仕上げ圧延圧下率および仕上げ圧延時の摩擦係数は第３発明に従う熱間圧延条件である。
コイルに巻き取った後は、 500℃／ｈより小さい冷却速度で 200℃まで冷却しその後放冷した。
その後、この発明法に従い焼鈍を省略、または比較例としてバッチ式焼鈍（  800 ℃, ８ｈ−炉冷）を施した後、酸洗、冷延、仕上げ焼鈍を施して、製品とした。仕上げ板厚は1.2 mm、仕上げ焼鈍温度は 900℃、１分保持とした。
かくして得られた試験材について、引張試験を行い、ｒ値および伸びについて調査した結果を表２に併記する。
なお、ｒ値および伸びは、圧延方向に対して、０°、45°、90°方向のＪＩＳ13号Ｂ形状の引張試験片で測定し、ｒ＝（ｒ0 °＋２×ｒ45°＋ｒ90°) ／４、E1＝（E10 °＋２×E145°＋E190°）／４の式により算出した。
【００２８】
【表１】
0003684650.tif 000002
【００２９】
【表２】
0003684650.tif 000003
【００３０】
表２から明らかなように、この発明に従い得られた鋼板は、比較例に比べるとｒ値および伸びとも良好であり、優れた成形性を有することが判る。
特に、スラブ加熱温度および仕上げ圧延の後段側２パスの圧下率と摩擦係数が請求項３の範囲にある表２のNo.7〜No.10 は、通常の熱間圧延に従った場合と比較して、より優れた成形性が得られている。
【００３１】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、成形性の優れたTi含有フェライト系ステンレス鋼板を熱延板焼鈍なしで安価に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ti−５×（Ｃ＋Ｎ）とＰ含有量の比と、冷延焼鈍板のｒ値との関係を、巻き取り温度別に示したグラフである。
【図１】
0003684650.tif 000004