(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、
Ｍｏ：０．１％〜２．５％、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、
Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及び
Ｓｎ：０．０３％〜０．３５％
から選択される１種以上を含み、
Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
【請求項３】
Ａｌ含有量が０．１０％超〜３．００％であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造する方法であって、
請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする工程と、
その後、６５０℃超〜８００℃で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程と、
コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出す工程とを有することを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０１１年１２月９日に、日本に出願された特願２０１１−２７００９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼は、家電、建材、自動車部品等、幅広い用途に用いられている。従来から該鋼には、耐食性や高温特性等の必要特性に応じて種々の元素が適量に添加されている。
耐食性向上を目的とする場合は、Ｃｒ，ＭｏやＮｉを添加することが有効であることが知られている。また高温特性（強度、耐酸化性）を向上させるためには、Ｎｂ，Ａｌ，Ｓｉ等の添加が有効である。【０００３】
一般的にこれらの添加元素の添加量が多いほど、特性は向上するが、逆に製造性、特に冷間割れ性は低下する。このため、その添加量の上限が決められている。
冷間割れとは、熱延板のコイル（コイル状に巻かれた熱延板）を巻き解き、次いで、熱延板を連続酸洗ライン、連続焼鈍酸洗ライン、冷間圧延ライン等に通した際に生じる割れを指し、熱延板の靱性が不足しているために生じると考えられている。
フェライト系ステンレス鋼の多くの添加元素を含有する鋼種において、温度が低い冬季に生じやすい。【０００４】
Ｃｒ量の多いフェライト系ステンレス鋼やＡｌが添加されたステンレス鋼からなる熱延板の靱性を向上させるために、解決手段としては特許文献１および特許文献２が公知である。
特許文献１には、Ｃｒが２５〜３５重量％添加された鋼種からなる熱延板の靱性値を向上させる技術として、仕上げ熱間圧延を終了してから、４００〜６００℃で巻き取り、直ちに水冷以上の冷却速度で急冷する技術が開示されている。
特許文献２には、鋼板を５５０〜６５０℃の巻き取り温度で巻き取ってコイル状鋼帯とし、巻き取り後３時間以内にコイル状鋼帯を水槽に浸漬する方法が開示されている。【０００５】
このように熱延板の靱性を改善する技術として、特許文献１乃び特許文献２の技術が開示されている。しかしながら、本願発明者らが上記従来の知見を、各種フェライト系ステンレス鋼に対して適用したところ、冷間割れが発生する場合があり、必ずしも靭性の改善に対して有効ではないことが分かった。即ち、従来技術は十分に有効ではなく、更なる改善が必要とされるものであった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平５−３２０７６４号公報
【特許文献２】特開２００１−２６８２６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の実情に鑑みなされたものであって、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、フェライト系ステンレス鋼熱延板の巻き取り条件と熱延板の靱性との関係を調査した。
まず、成分を変化させたフェライト系ステンレス鋼を実験室で５ｍｍ厚まで熱間圧延して熱延鋼板を得た。次いで、炉内の温度が巻き取り温度に制御された炉の中に熱延鋼板を挿入し、巻き取り処理を模擬した。巻き取り温度（炉内の温度）を５５０℃〜９５０℃の範囲で変化させ、かつ巻き取り処理（炉内での加熱）の時間を０．１ｈ〜１００ｈの範囲で変化させた。その後に、水冷によって室温まで冷却して熱延鋼板を作製した。【０００９】
得られた熱延鋼板に対してシャルピー試験を実施し、室温（２５℃）における衝撃値（靱性）を評価した。
また、上記種々の条件で製造した熱延鋼板の金属組織を光学顕微鏡並びにＥＢＳＰ（電子後方散乱解析像法）にて調査した。光学顕微鏡では、鋼板の再結晶状態を調査した。さらにＥＢＳＰを用いて、結晶粒内における亜粒界（サブグレイン粒界）の有無を調査した。【００１０】
ＥＢＳＰにおける測定は、後述する実施形態に記載の方法によって行った。詳細には、圧延方向に平行であり、かつ板面方向に垂直な断面（Ｌ断面）を有するように測定用サンプルを採取した。測定用サンプルのＬ断面に対して、電解研磨又はコロイダルシリカによる研磨を施した。Ｌ断面において、板厚ｔの１／４ｔから３／４ｔ（板厚の１／４〜３／４）の範囲を測定範囲とした。この測定範囲のうち、１００μｍ×１００μｍの範囲において、０．２μｍの測定ステップ（ピッチ）で結晶方位を測定した。結晶粒界と亜粒界の判断は、以下のように行った。隣接する測定点での方位差が１°以上１８０°未満の界面を粒界とみなした。このうち方位差が１°以上１５°未満の粒界を亜粒界とした。得られた知見を下記に列挙する。【００１１】
（１）得られた熱延鋼板のシャルピー衝撃値は、製造条件によって５Ｊ／ｃｍ２から約１００Ｊ／ｃｍ２の範囲で大きく変化した。
（２）得られた熱延鋼板の金属組織を光学顕微鏡で観察したところ、未再結晶組織、完全再結晶組織、及び未再結晶と再結晶の混合組織の３種類の場合が認められた。完全再結晶組織の場合、熱延鋼板のシャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２未満であった。未再結晶粒の場合、及び未再結晶と再結晶の混合組織の場合、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合が認められた。【００１２】
（３）ＥＢＳＰによる結晶粒界の調査より、方位差１°以上１８０°未満の結晶粒界の長さの合計（全結晶粒界長さＬ）と、方位差１°以上１５°未満の亜粒界の長さの合計（亜粒界長さＬａ）を求めた。そして、比Ｌａ／Ｌと、シャルピー衝撃値との関係を求めた。
図１は、種々のフェライト系ステンレス鋼において巻き取り条件（温度及び時間）を変化させたときの靱性値（シャルピー衝撃値）とＬａ／Ｌとの関係を示す。図１より、Ｌａ／Ｌが０．２０以上のときにシャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２以上と高く、Ｌａ／Ｌが０．２０未満のときに２０Ｊ／ｃｍ２未満となる。【００１３】
一般的に、結晶粒界は、隣接する結晶粒間の方位差を示している。完全再結晶組織の場合、結晶粒界を挟んだ両側の結晶粒は、ほぼ全てが１５°以上の方位差を有している。すなわち完全再結晶組織には、方位差１°から１５°未満の範囲の結晶粒界がほとんど存在しないため、Ｌａ／Ｌは０に近くなる。
本試験においては、巻き取り温度が９００℃の場合においては、いずれの鋼種でも完全再結晶組織が得られ、シャルピー衝撃値はいずれも２０Ｊ／ｃｍ２未満であった。一方、巻き取り温度が８００℃以下であり、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合の金属組織は、いずれも光学顕微鏡組織では未再結晶粒が多く存在しているように見え、ＥＢＳＰでの解析により亜粒界が多く存在していた。【００１４】
本発明は、これらの知見に基づいて得られたものであり、本発明の一態様の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及びＮ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差1°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａがＬａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。【００１５】
（２）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、Ｍｏ：０．１％〜２．５％、Ｎｉ：０．１％〜１．５％、Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及びＳｎ：０．０３％〜０．３５％から選択される１種以上を含み、Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足するように含むことを特徴とする前記（１）に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
（３）Ａｌ含有量が０．１０％超〜３．００％であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。【００１６】
（４）前記（１）乃至（３）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造する方法であって、前記（１）乃至（３）の何れか一つに記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする工程と、その後、６５０℃超〜８００℃で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程と、コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出す工程とを有することを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
以上のように、本発明の一態様によれば、種々の元素を含有するフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性に影響を及ぼす亜粒界の割合を高めることにより、熱延鋼板の冷間割れを防ぐことができる。
また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、熱間圧延後に連続焼鈍あるいは酸洗工程が施されても冷間割れは生じない。
また、本発明の一態様によれば、各種フェライト系ステンレス熱延鋼板の冷間割れを抑制することで、製造歩留りの増加及び生産効率の向上をもたらすことができる。その結果、製造コストの低減などの面で産業上非常に有用な効果を発揮することができる。また、生産効率の向上により、使用エネルギーを抑制できるため、地球環境保全に貢献できる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の全結晶粒界の長さＬと方位差１°以上１５°未満の亜粒界の長さＬａの割合（Ｌａ／Ｌ）と、シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板について詳細に説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及び、Ｎ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にある。
【００２０】
以下、本実施形態の熱延鋼板の鋼組成を限定した理由について説明する。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。  
【００２１】
Ｃ：０．０１５０％以下
Ｃが固溶状態で存在すると、溶接部の粒界腐食性が劣化するため、多量のＣの添加は好ましくない。Ｃ量の上限を０．０１５０％とする。また、粒界腐食性の影響を及ぼさないようにＣ量を低減するには、精錬時間の増加等、製造コストの増加をもたらす。このため、Ｃ量の下限を０．００１０％とすることが好ましい。なお、溶接部の粒界腐食性及び製造コストの観点から考えると、Ｃ量は、０．００２０〜０．００７０％とすることが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜２．００％
Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素である。しかし多量のＳｉを添加すると、製品の加工性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を２．００％とする。一方、脱酸剤として不可避的にＳｉを混入するため、Ｓｉ量の下限を０．０１％とする。なお、Ｓｉ量は、好ましくは０．０２％〜０．９７％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．０１〜２．００％
Ｍｎは、高温強度、耐酸化性を向上させる元素であるが、多量のＭｎの添加は、Ｓｉと同様に製品の加工性劣化を招く。このため、Ｍｎ量の上限を２．００％とする。また、不可避的に混入する場合があるため、Ｍｎ量の下限を０．０１％とする。なお、Ｍｎ量は、好ましくは０．０２％〜１．９５％である。
【００２４】
Ｐ：０．０４０％未満
Ｐは、Ｃｒの原料等から不可避的に混入するため、０．００５％以上のＰが混入する場合が多いが、Ｐは延性や製造性を低下させる。このため、Ｐ量は、可能な限り少ないほうが好ましい。しかし、過度に脱りんを行うことは非常に困難であり、さらには製造コストも増加するため、Ｐ量を０．０４％未満とする。
【００２５】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、溶解しやすい化合物をつくり、耐食性を劣化させる場合があるため、Ｓ量は少ない方が好ましく、Ｓ量を０．０１０％以下とする。また、耐食性の観点からはＳ量は低い方が好ましく、Ｓ量は０．００５０％未満とすることが好ましい。近年では脱硫技術が発達しているため、Ｓ量の下限を０．０００１％とするのがより好ましい。安定製造性を考慮すると、Ｓ量の下限は０．０００５％とすることがさらに好ましい。
【００２６】
Ｃｒ：１０．０〜３０．０％
Ｃｒは、耐食性、高温強度、及び耐酸化性を確保するために必要な基本元素であり、その効果を発揮するために１０．０％以上のＣｒの添加が必須である。一方、多量のＣｒの添加により、靱性の劣化を招くため、Ｃｒ量の上限を３０．０％とする。なお、Ｃｒ量が多いほど、高強度化し、また「４７５℃脆化」と呼ばれる多量のＣｒを含有する鋼に特有の脆化現象が生じやすくなる。このため、Ｃｒ量は２０．０％以下とすることが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．００１〜３．００％
Ａｌは、脱酸元素として活用するため、適量のＡｌを添加する。０．００１％未満のＡｌの添加では、脱酸能力が不十分であるため、０．００１％を下限とする。一方、０．１００％のＡｌで、十分に酸素量を低減でき、それを超える添加量でも脱酸能力はほぼ飽和する。このため、脱酸の目的のみでＡｌを添加する場合、Ａｌ量の上限は、０．１００％で良い。この場合、Ａｌ量は、好ましくは、０．００２％〜０．０９５％である。
また、Ａｌは、高温強度や耐食性を向上させる効果も有する。高温強度や耐食性を向上させる目的でＡｌを添加する場合、Ａｌ量は、好ましくは０．１０％超〜３．００％であり、更に好ましくは０．５０％〜２．００％である。なお、多量のＡｌを添加すると、製品の加工性の劣化を招くため、Ａｌ量の上限をＡｌ：３．００％とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは２．００％以下である。
【００２８】
Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、Ｃと同様、固溶状態で存在すると、溶接部の粒界腐食性が劣化するため、多量のＮの添加は好ましくない。このためＮ量の上限を０．０２００％とする。またＮ量を低減するには、精錬時間の増加等、製造コストの増加をもたらす。このため、Ｎ量の下限を０．００３０％とすることが好ましい。なお、溶接部の粒界腐食性及び製造コストの観点から考えると、Ｎ量を０．００５０〜０．０１２０％とすることが好ましい。  
【００２９】
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｎｂ：０．０５〜０．７０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％のうちいずれか一方または両方を、下記式（１）を満足するように含むことが好ましい。
Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・  （１）
但し、式（１）中の元素記号は、質量％を単位とする当該元素の含有量を意味する。
【００３０】
Ｎｂ及びＴｉは、ＣやＮと析出物を作り、固溶Ｃ，Ｎを低減する作用がある。加えて、Ｎｂ及びＴｉが固溶状態で存在する場合には、高温においては固溶強化により部材の高温強度、熱疲労特性を向上させる。Ｎｂを含有させる場合、Ｃ，Ｎを固定するためには０．０５％以上含有させる必要があり、０．１０％以上含有させることが好ましい。また、Ｔｉを含有させる場合、Ｃ，Ｎを固定するためには０．０５％以上含有させる必要がある。
また、鋼中に存在するＣ，Ｎをすべて析出状態とするためには、化学量論的には上記式（１）を満足することが必要である。
【００３１】
一方、Ｔｉを多量に添加し過ぎると、製造途中の靱性の劣化を招き、また表面疵の発生が顕著になる場合がある。このため、上限はＴｉ：０．３０％とする。
また、Ｎｂの多量添加は、製品の加工性が劣化する。このため、上限をＮｂ：０．７０％とし、０．５５％以下とすることがより好ましい。
【００３２】
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００２５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｓｎ：０．０３〜０．３５％のうち１種以上を含むことが好ましい。
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，及びＳｎは、高温強度や耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加しても良い。またＮｉは、靱性向上の効果も持つ。
【００３３】
高温強度の増加が顕著になるのは、それぞれＭｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｓｎ：０．０３％以上であるため、それを下限とする。高温強度および耐食性をより一層向上させるために、Ｍｏ：０．３％以上、Ｎｉ：０．２５％以上、Ｃｕ：０．４％以上、Ｓｎ：０．１０％以上とすることがより好ましい。
多量のＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕの添加は、酸洗性の劣化を招き、生産性低下につながるため、上限を、それぞれＭｏ：２．５％、Ｎｉ：１．５％、Ｃｕ：２．０％とし、Ｍｏ：２．２％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｕ：１．４％以下とすることがより好ましい。多量のＳｎの添加は、靱性劣化及び表面疵の発生を招くため、上限をＳｎ：０．３５％とし、０．２０％以下とすることがより好ましい。
【００３４】
Ｂは、二次加工性を向上させる元素である。二次加工性が必要とされる用途に用いる場合には、必要に応じて添加しても良い。二次加工性の向上効果は、Ｂの添加量が０．０００１％以上から発現するので、これを下限とし、０．０００３％以上とすることがより好ましい。また、多量のＢの添加は、熱延板の靱性や加工性を低下させる場合があるため、Ｂ量の上限を０．００２５％とし、０．００１５％以下とすることがより好ましい。
【００３５】
また、本実施形態の重要な特徴として、板厚の１／４〜３／４における断面において、方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａの割合がＬａ／Ｌ≧０．２０を満たす。
全結晶粒界の長さＬ及び亜粒界長さＬａの割合は、以下の方法により測定される。まず、熱延鋼板の任意の１０箇所から測定用サンプルを採取する。この採取箇所は、特に限定されるものではない。しかし、実際には熱延鋼板をコイルに巻き取る際、巻取り始めの部分（トップ部）と巻取り終了間際の部分（ボトム部）では、巻き取られる温度に差が生じる場合がある。そのため、このような場合は鋼板全体の平均値を得るという意味から熱延鋼板のトップ部、ミドル部、ボトム部などを網羅するように測定用サンプルを採取することが望ましい。熱延鋼板の幅方向に関して、略中央部から測定用サンプルを採取することが望ましい。また、圧延方向に平行であり、かつ板面方向に垂直な断面（Ｌ断面）を有するように測定用サンプルを採取する。
測定用サンプルのＬ断面に対して、電解研磨又はコロイダルシリカによる研磨を施す。
表層近傍は、比較的微細な結晶粒が生成し易く、靱性が良好な場合がある。このため、測定範囲を、Ｌ断面のうち、板厚ｔの中心近傍、すなわち１／４ｔから３／４ｔの範囲とする。
次に、以下の方法によりＥＢＳＰを用いて結晶粒界長さを測定する。上記測定範囲のうち、１００μｍ×１００μｍの範囲において、０．２μｍの測定ステップ（ピッチ）で結晶方位を測定する。そして、隣接する測定点での方位差が１°以上１８０°未満の界面を粒界とみなす。このうち方位差が１°以上１５°未満の粒界を亜粒界とする。
全ての結晶粒界の長さの合計を「全結晶粒界長さＬ」として算出し、亜粒界の長さの合計を「亜粒界長さＬａ」として算出する。そして、比Ｌａ／Ｌを求める。
１０個の測定用サンプルについて、同様に比Ｌａ／Ｌを求め、１０個のＬａ／Ｌの値の平均値を算出する。
【００３６】
Ｌａ／Ｌが０．２０未満の場合には、熱延鋼板の靱性が２０Ｊ／ｃｍ２未満と低くなるため、Ｌａ／Ｌは０．２０以上である必要がある。前述の図１に示すように、サブグレイン粒界（亜粒界）の割合が高いほど、熱延鋼板の靱性は高くなる傾向にある。このため、Ｌａ／Ｌは０．３５以上であることが好ましい。Ｌａ／Ｌの上限は、特に定める必要はないが、全ての粒界の方位差が１°から１５°未満であれば、Ｌａ／Ｌ＝１となる。本発明者らの実験では０．８０以上のＬａ／Ｌは得られていない。
【００３７】
次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、以下の工程を有する。
（１）上記組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とする。次いで前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板（圧延材）とする工程。
（２）熱間圧延後、６５０℃超〜８００℃の巻き取り温度で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程。
（３）コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出し、熱延鋼板とする工程。
以下に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００３８】
まず、上記鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、この鋼片に対して、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。次いで熱間圧延（仕上げ圧延）が施された熱延鋼板を、水冷で巻き取り温度まで冷却し、巻き取り温度にてコイル状に巻き取る。本実施形態においては、熱間圧延の仕上げ温度を８００℃〜１０００℃とし、巻き取り温度を６５０℃超〜８００℃とする。
仕上げ温度が８００℃未満あるいは１０００℃超であると、巻き取り後に方位差１°から１５°未満の結晶粒界の生成が非常に困難となる。このため、８００℃及び１０００℃を、それぞれ下限及び上限とする。
【００３９】
なお、本実施形態においては、熱間圧延中にオーステナイト相を生成させないことが好ましい。熱間圧延時にオーステナイト相が生成するかどうかは、鋼中のオーステナイト生成元素の量、特にオーステナイト生成能の大きいＣ，Ｎの量によって決定される。本実施形態の熱延鋼板は、Ｃ，Ｎの量は共に少なく、熱間圧延中のオーステナイト相の生成は認められない。
巻き取り温度が６５０℃以下の場合も、方位差が１°から１５°未満の結晶粒界の生成が困難となる。巻き取り温度が８００℃超の場合は、逆に巻き取り時の再結晶が進行し、方位差が１５°から１８０°未満の結晶粒界の割合が増加するため、靱性は劣化する。
【００４０】
次に、コイル状に巻き取った熱延鋼板を水槽に浸漬する。これは巻き取り後の緩冷工程において靱性を劣化させる析出物が生成することを抑制するためである。ここで、仕上げ圧延後の水冷により熱延鋼板の温度が巻き取り温度に到達してから、前述の析出物が生成し粗大化する過程は、巻き取り後の鋼板の温度及び時間に強く依存する。なお、通常の条件で熱間圧延を行い、巻き取り温度６５０℃超〜８００℃で巻き取る場合、熱間圧延してから巻き取り温度に達するまでの時間は１ｍｉｎ以内であり、この間の冷却速度は３℃／ｓｅｃ以上である。このような冷却速度条件の場合、仕上げ圧延の終了から巻き取りの開始までの間に、靱性に影響を与える析出物が生成することはない。
【００４１】
靱性を劣化させる析出物の生成には、上述した巻き取り温度において保持される時間が重要な因子となる。本実施形態では、巻き取り後１時間以内に熱延鋼板を水槽に浸漬させる必要がある。巻き取りが完了してから水槽への浸漬までの時間が１時間を超えると、巻き取りの完了から水槽への浸漬までの間に析出物が生成し、この生成した析出物によって靱性が劣化する場合がある。
また、熱延鋼板を水槽に浸漬してから水槽内で保持する時間も重要な項目である。本実施形態において熱延鋼板を水槽内で保持する浸漬時間は、１時間以上であることが好ましい。
水槽内での熱延鋼板の浸漬時間が１時間未満と短い場合は、冷却が不十分となり、その後の復熱等により熱延鋼板に靱性を劣化させる析出物が生成する場合がある。
【００４２】
以上説明した本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、上記成分及び結晶粒界に係る要件により、熱延鋼板の靭性に影響を及ぼす金属組織を制御することが可能となり、その結果、熱延鋼板の冷間割れを防ぐことができる。
また、本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、熱間圧延後の連続焼鈍あるいは酸洗工程を通っても冷間割れは生じない。
【００４３】
また、本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、冷間割れを抑制できるため、製造歩留りの増加、及び生産効率の向上をもたらすことができる。その結果、製造コストの低減などの面で産業上非常に有用な効果を発揮することができる。また、生産効率の向上により、製造工程における使用エネルギーを抑制できるため、地球環境保全に貢献できる。
【実施例】
【００４４】
以下、実施例により本実施形態の効果を説明するが、本実施形態は、以下の実施例で用いた条件に限定されない。【００４５】
本実施例では、まず、表１に示す組成の各鋼を溶製して鋳造し、鋼塊（鋼片）を得た。
この鋼塊を９０ｍｍ厚まで研削した。表２，３に示す仕上げ温度（ＦＴ）にて熱間圧延を行い、鋼塊を板厚５ｍｍまで圧延し、熱延鋼板とした。次に、圧延後の鋼板温度を放射温度計でモニターしながら、水冷によって表２，３に示す巻き取り温度（ＣＴ）まで冷却した。なお、この時の冷却速度は約２０℃／ｓｅｃであった。【００４６】
次に、炉内の温度が表２，３の巻き取り温度（ＣＴ）に制御された炉の中に熱延鋼板を挿入し、巻き取り処理を模擬した。その後、表２，３の時間（ｔ）が経過した後に熱延鋼板を水槽に浸漬した。次いで、水槽内に、表２，３に示す浸漬時間（ｔｘ）の間保持し、そして熱延鋼板を取り出した。【００４７】
得られた各熱延鋼板は、全てフェライト単相組織であった。
また、実施形態に記載の測定方法と同様にして、ＥＢＳＰを用いて結晶粒界特性（全結晶粒界長さＬに対する亜粒界長さＬａの比Ｌａ／Ｌ）を算出した。
熱延鋼板よりサブサイズシャルピー衝撃試験片をＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に準拠して採取し、圧延方向の垂直方向を衝撃方向としてＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠した金属材料の衝撃試験を実施した。試験温度を２５℃として衝撃吸収エネルギーを調査した。【００４８】
また、得られた結果より、熱延鋼板の冷間割れ性（靭性）を下記の方法により評価した。
本実施例において、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の熱延鋼板では、その後の工程である、連続焼鈍や酸洗工程において、冷間割れ等が発生し、歩留まりが低下した。これに対して、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の熱延鋼板では、このような冷間割れは発生しなかった。従って、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の熱延鋼板の冷間割れ性を“不良”と評価し、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の熱延鋼板の冷間割れ性を“良好”と評価した。表２，３では、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の値に下線を付した。
以上の製造条件及び評価結果を表２，３に示す。
なお、表２，３において、ＦＴは、熱間圧延の仕上げ温度（℃）を示し、ＣＴは、熱延鋼板の巻き取り温度（℃）を示す。ｔは、巻き取りの完了から水冷の開始（浸漬の開始）までの時間（ｈ）を示し、ｔｘは、水冷の開始から完了（浸漬開始から取り出し）までの時間（ｈ）を示す。
また、表１〜３では、本実施形態で規定された範囲外の数値には、下線を付した。【００４９】
【表１】
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【００５０】
【表２】
0005866378.tif 000003
【００５１】
【表３】
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【００５２】
表２，３より明らかなように、本実施形態に係る本発明例によれば、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であり、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板、すなわち靱性が良好な熱延鋼板を得ることができる。
一方、本実施形態で規定された範囲外の比較例では、いずれもシャルピー衝撃値が低かった。これにより、比較例における熱延鋼板の冷間割れ性（靭性）が低下してしまったことが分かる。
これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び構成を限定する根拠を裏付けることができた。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、２０Ｊ／ｃｍ２以上のシャルピー衝撃値を有し、冷間割れ性に優れる。このため、熱間圧延後に連続焼鈍あるいは酸洗工程が施されても冷間割れは生じない。従って、本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、フェライト系ステンレス鋼が用いられる家電、建材、自動車部品などの部材の製造工程に好適に適用できる。
【図１】
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