(57)【要約】【課題】  本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板を効率的に提供することにある。【解決の手段】  質量％にて、Ｃｒを１０〜２０％含有する鋼であって、板厚方向断面内の最表層から板厚の１／４領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の存在比率Ｎ１と｛１００｝方位結晶粒と｛１１０｝方位粒の存在比率Ｎ２がＮ１／Ｎ２≧３．０を満足することを特徴とする加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃｒを１０〜２０％含有する鋼であって、板厚方向断面内の最表層から板厚の１／４領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の存在比率Ｎ１と｛１００｝方位結晶粒と｛１１０｝方位粒の存在比率Ｎ２がＮ１／Ｎ２≧３．０を満足することを特徴とする加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒、｛１００｝方位結晶粒および｛１１０｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向、＜１００＞方向および＜１１０＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。
【請求項２】
圧延方向に対して４５°方向のｒ値が１．３以上かつ全伸びが３５％以上であることを特徴とする請求項１記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
質量％にて、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｃ：０．００１〜０．０１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０２０％、
Ｔｉ：０．０５〜０．６％、
Ｎｂ：０．０５〜０．６％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｍｏ：０．２〜２．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする請求項１または２記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
質量％にて、
Ｃｕ：０．２〜３．０％、
Ｖ：０．１〜３．０％、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｓｎ：０．１〜３．０％
の１種または２種以上をを含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
質量％にて、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項６】
ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、加熱温度を１１５０〜１２５０℃とし、複数パスから成る粗圧延を行った後、圧延開始温度と圧延終了温度の比率を１．２以上とする仕上圧延を行い、４５０〜８００℃で巻取った後、熱延板焼鈍を省略し、直径が３００ｍｍ以上のロールを用いて一方向圧延した後に仕上焼鈍・酸洗を施すことを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れる排気部品用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自動車の排気系部材などの使用に最適な成形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に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車のエキゾーストマニホールドやマフラーなどの排気系部材には、高温強度や耐酸化性が要求され、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が使用されている。これらの部材は、鋼板からプレス加工により製造されるため、素材鋼板のプレス成形性が求められる。一方、使用環境温度も年々高温化しており、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂなどの合金添加量を増加させて高温強度、耐酸化性や熱疲労特性などを高める必要が出てきた。しかしながら、添加元素が増えると素材鋼板の加工性は劣化するので単純な鋼板製造プロセスで製造した鋼板はプレス成形できない場合があった。
【０００３】
加工性の指標は延性や深絞り性などの指標があるが、上記の排気部材の加工においては深絞り性の基本指標となるｒ値、張り出し性の基本指標となる伸びが重要となる。ｒ値の向上には、冷延圧下率を大きくとることが有効であるが、上記のような部材は比較的厚手材（１．５〜２ｍｍ程度）を素材として用いるため、冷延素材厚さがある程度規制される現状の製造プロセスにおいては冷延圧下率を十分に確保できない。また、合金添加量が多くなると、固溶強化や析出強化および再結晶温度の上昇により、ｒ値や伸びが低下する問題があった。この問題を解決するために、高温特性を損なわずｒ値や伸びを向上させるための成分や製造方法による工夫がなされてきた。
【０００４】
従来、上記耐熱鋼として使用されるフェライト系ステンレス鋼板の成形性向上には、特開平０９−２７９３１２号公報（特許文献１）のように成分調整によるものが開示されているが、これだけでは冷延圧下率が比較的低い厚手材においてプレス割れなどの懸念があった。また、特開２００２−３０３４６号公報（特許文献２）には、熱延仕上開始温度、終了温度およびＮｂ含有量と熱延板焼鈍温度の関係から最適な熱延板焼鈍温度を規定しているが、特にＮｂ系析出物に関与する他元素（Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏなど）の影響によっては、これだけでは十分な加工性が得られない場合があった。
【０００５】
さらに、特開平８−１９９２３５号公報（特許文献３）には、熱延板を６５０〜９００℃の範囲で１〜３０時間時効処理をする方法が開示されている。これは、Ｎｂ析出物を冷延前に析出させることで再結晶を促進させる技術思想であるが、この方法でも十分な加工性が得られない場合があったり、生産性が著しく落ちる課題があった。一般的に熱延鋼板はコイル状に巻かれ、次工程に供されるが、コイル状態で時効処理を施した場合にコイルの長手方向（最外巻き部と最内巻き部）で組織および製品化した際の加工性が著しくことなり、ばらつきが大きくなる他、圧延方向に対して４５°方向のｒ値や伸びを著しく向上させることは出来なかった。
【０００６】
【特許文献１】特開平０９−２７９３１２号公報
【特許文献２】特開２００２−３０３４６号公報
【特許文献３】特開平８−１９９２３５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板を効率的に提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決するために、本発明者らは排気系部材の成形性に関して、成分および製造過程における組織についての詳細な研究を行った。上記課題を解決する本発明の要旨とするところは、
（１）質量％にて、Ｃｒを１０〜２０％含有する鋼であって、板厚方向断面内の最表層から板厚の１／４領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の存在比率Ｎ１と｛１００｝方位結晶粒と｛１１０｝方位粒の存在比率Ｎ２がＮ１／Ｎ２≧３．０を満足することを特徴とする加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒、｛１００｝方位結晶粒および｛１１０｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向、＜１００＞方向および＜１１０＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。
【０００９】
（２）圧延方向に対して４５°方向のｒ値が１．３以上かつ全伸びが３５％以上であることを特徴とする前記（１）記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．０５〜０．６％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｏ：０．２〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする前記（１）、（２）記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【００１０】
（４）質量％にて、Ｃｕ：０．２〜３．０％、Ｖ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｓｎ：０．１〜３．０％の１種または２種以上をを含有することを特徴とする前記（１）〜（３）記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
（５）質量％にて、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板。
【００１１】
（６）ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、加熱温度を１１５０〜１２５０℃とし、複数パスから成る粗圧延を行った後、圧延開始温度と圧延終了温度の比率を１．２以上とする仕上圧延を行い、４５０〜８００℃で巻取った後、熱延板焼鈍を省略し、直径が３００ｍｍ以上のロールを用いて一方向圧延することを特徴とする前記（１）〜（５）記載の加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１２】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば成形性と高温強度特性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板を新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に本発明の限定理由について説明する。
本発明品の主な使用用途である耐熱部材の鋼には、高温特性および耐食性に優れていることが要求されるため、Ｃｒが添加される。また、常温近傍で所定の形状に加工されるため、常温での加工性が要求される。フェライト系ステンレス鋼板の場合、一般的には圧延方向に対して４５°方向のｒ値や全伸びは圧延方向や圧延方向に対して９０°方向のｒ値や全伸びに比べて低くなる傾向がある。この詳細な理由はわかっていないが、結晶方位の異方性が影響していると考えられる。そのため、常温での加工性の向上には、特に圧延方向に対して４５°方向のｒ値と全伸びの向上が有効である。
【００１４】
本発明において、種々の排気系部品の成形性を評価した結果、素材の圧延方向に対して４５°方向のｒ値や全伸びの大小が成形可否に影響し、ｒ値が１．３以上、全伸びが３５％以上の場合に、厳しい形状に対しても加工出来ることを知見した。そして、結晶方位と常温における機械的性質の関係および排気部品の成形性について詳細に検討した結果、特に表層からｔ／４近傍（ここでｔは製品板厚）における結晶方位分布が重要であることが判明した。
【００１５】
図１と図２に製品板表層からｔ／４部における結晶方位分布とｒ値および全伸びの関係を示す。ここで、結晶方位は圧延方向の断面において、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ）を用いて結晶粒毎の方位を測定した。この際、板厚２ｍｍの製品板（１６％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ−０．１５％Ｔｉ−０．００３％Ｃ−０．０１０％Ｎ−０．０８％Ｓｉ−０．１０％Ｍｎ−０．０２５％Ｐ−０．０１５％Ａｌ−０．０００５％Ｂ）を用い、長手方向（圧延方向）に２ｍｍ、表層から０．５ｍｍ深さ（表層からｔ／４）までの領域を測定し、各結晶方位を有する結晶粒の数を測定した。
【００１６】
フェライト系ステンレス鋼板のような体心立方晶の結晶構造を有する金属の場合、｛１１１｝や｛５５４｝方位粒がｒ値向上に寄与することは知られているが、これらの方位は板厚中心近傍では発達し易いが、特に製品板厚が比較的厚い場合、表層〜ｔ／４近傍では発達が弱まる。圧延方向に対して４５°方向のｒ値や全伸びを大きく向上させるには、表層〜ｔ／４近傍での発達を促す必要があり、更に｛１００｝方位粒や｛１１０｝方位粒については抑制する必要があることを知見した。
【００１７】
ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒、｛１００｝方位結晶粒および｛１１０｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向、＜１００＞方向および＜１１０＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。また、ｒ値の評価は、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に対して４５°方向に１４．４％歪みを付与した後に（１）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。更に、全伸びの評価は、同様にＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に対して４５°方向に引張試験を行い、破断伸びを全伸びとした。
【００１８】
これより、板厚方向断面内の最表層から板厚の１／４領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の存在比率Ｎ１と｛１００｝方位結晶粒と｛１１０｝方位粒の存在比率Ｎ２の比率が３．０以上の場合、圧延方向に対して４５°方向のｒ値が１．３以上、全伸びが３５％以上になることがわかる。
【００１９】
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１０％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、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．００２〜０．００５％が望ましい。
【００２０】
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、延性の観点からその含有量は少ないほど良い。よって、上限を１．０％とし、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％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、下限は０．０５％が望ましい。更に、材質を考慮すると上限は０．３０％が望ましい。
【００２１】
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いので、上限を１．０％とした。一方、スケール密着性確保のため、下限を０．０１％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、下限は０．１０％が望ましい。更に、材質を考慮すると上限は０．３０％が望ましい。
【００２２】
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０４％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、下限を０．０１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１５〜０．０２５％が望ましい。
【００２３】
Ｃｒは、耐食性の観点から１０％以上の添加が必要であるが、２０％超の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よって、Ｃｒの範囲は１０〜２０％とした。更に、耐酸化性と高温強度の確保という観点では１３〜１９％が望ましい。
【００２４】
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び耐食性を考慮すると０．００４〜０．０１０％が望ましい。
【００２５】
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する元素である。Ｃ，Ｎ固定作用は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。また、Ｎｂと複合添加することにより、長時間高温に曝された中での高温強度を向上させ、耐酸化性ならびに耐熱疲労性の向上にも寄与する。但し、過度な添加は、製鋼過程の製造性や冷延工程での疵の発生をもたらす他、固溶Ｔｉの増加により材質が劣化するため、上限を０．６０％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、０．０７〜０．２０％が望ましい。
【００２６】
Ｎｂは、固溶強化および析出強化の観点から、高温強度を向上のために必要な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性やｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。その作用は、０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。また、冷延前のＮｂ系析出物（Ｎｂ炭窒化物やＦｅ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏを主成分とする金属間化合物であるラーフェス相）の存在により加工性を向上させることが可能であり、そのためにはＣ，Ｎを固定する以上の添加Ｎｂ量が必要であるが、その効果は０．６％で飽和するため上限を０．６％とした。更に、製造コストや製造性を考慮すると０．３５〜０．５５％が望ましい。
【００２７】
Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、０．１０％以上の添加は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化、耐酸化性の劣化などをもたらすため、上限を０．１０％とした。更に、精錬コストを考慮する０．０１〜０．０８％が望ましい。
【００２８】
Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素である。この作用が発現するのは、０．０００２％からであるため、下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加は加工性、耐食性の低下をもたらすため、上限を０．００２０％とした。更に、コストを考慮すると、０．０００２〜０．００１０％が望ましい。
【００２９】
Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、高温酸化の抑制や高温強度の向上に寄与する。高温での固溶強化を利用した高温強度の向上には０．２％以上の添加が必要である。また、ラーフェス相生成元素でもあり、これを制御して加工性を向上させることも可能である。よって、Ｍｏの下限を０．２％とした。但し、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらすために、上限を２．０％とした。更に、製造コストや製造性を考慮すると１．０〜１．８％が望ましい。
【００３０】
Ｃｕ、Ｖ、ＷおよびＳｎは、更に高温強度安定化のために用途に応じて添加すれば良く、Ｃｕは０．２％以上、Ｖ，Ｗ，Ｓｎは０．１％以上に高温強度への寄与が発現する。一方、いずれも３．０％以上添加すると延性が著しく劣化する他、表面疵の発生が生じる。更に、製造コストや製造性を考慮すると、Ｃｕは０．５〜２．０％、Ｖ，Ｗ，Ｓｎは０．１〜０．５％が望ましい。
【００３１】
Ｍｇは、溶鋼中で酸化物を形成し、ＴｉＮの晶出核となり、フェライト粒の微細化効果をもたらす。この作用は、製造過程における組織微細化によるｒ値向上や、製品を溶接した際の溶接組織微細化による溶接部加工性向上に寄与する。更に、Ｔｉ添加鋼で課題となる靭性低下も解決される。これは、Ｍｇ酸化物の微細分散化がＴｉＮの微細化をもたらすためと考えられる。これらの効果は、０．０００２％以上で発現するため、下限を０．０００２％とした。過度な添加は、介在物が粗大になり成形性や耐食性の劣化をもたらすため、上限を０．００５０％とした。更に、製造性や製造コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１５％が望ましい。
【００３２】
次に製造条件について説明する。本発明では、圧延方向に対して４５°方向のｒ値および伸びの向上をもたらすためには、熱延条件および冷延条件が重要であることを知見した。熱延においては、素材となるスラブが高温で加熱され、粗圧延と呼ばれるリバース式の多パス圧延を施された後、仕上圧延と呼ばれる一方向多パス圧延が施され、圧延後に巻取処理される。
【００３３】
本発明では、スラブ加熱温度、仕上圧延入り側温度、終了温度、巻取温度を制御する。スラブ加熱温度は、１２５０℃以上に高くすると、熱延組織が粗大なバンド状組織となり、ｒ値向上が見込めない。一方、１１５０℃未満に低くすると、熱延中に表面疵が発生し、製品化出来ない。よって、加熱温度は１１５０〜１２５０℃とした。更に、製造性の観点から、望ましくは１１８０〜１２３０℃が良い。
【００３４】
仕上圧延の開始温度および終了温度は本発明で重要であり、仕上圧延開始温度と圧延終了温度の比率を１．２以上とする。図３に仕上圧延開始温度と終了温度が製品板のＮ１／Ｎ２に与える影響を示す。仕上圧延開始温度と圧延終了温度の比率を１．２以上の場合に、製品板のＮ１／Ｎ２が３．０以上となる。仕上圧延開始温度と圧延終了温度の比率が１．２未満の場合は、仕上圧延における歪み蓄積が小さく、製品板で再結晶集合組織の発達が促進しないと考えられる。仕上圧延における表面疵抑制などの観点から、１．２５以上１．３５以下が望ましい。
【００３５】
巻取温度は、熱延板靭性の観点から低温が望ましく、靭性が劣化しない８００℃以下とする。一方、過度の低温化は靭性改善効果が期待出来ない他、鋼板形状が劣化する。また、冷却能力の観点から下限を４５０℃とした。巻取時にＮｂ系の析出物を少量析出させ、ｒ値を更に向上させるという観点から、５００〜７５０℃が望ましい。
【００３６】
ステンレス鋼板の製造においては、熱延板焼鈍を連続式もしくはバッチ式にて行った後に、冷延されるのが一般的であるが、本発明においては熱延板焼鈍を省略し、大径ロールを用いたタンデム式の一方向圧延を施すことにより４５°方向のｒ値と全伸びを向上させる。連続焼鈍により熱延板焼鈍を施すと再結晶組織が得られるが、部分的に粗大な結晶粒が生じてしまい、４５°方向のｒ値と全伸びが低下する。また、バッチ式の焼鈍では、焼鈍温度の上限が８５０℃程度と低温となる他、加熱や冷却の速度が極めて遅いために、バンド状の粗大粒が形成され、４５°方向のｒ値が著しく低下する。
【００３７】
一方、本発明では、熱延条件を適正化しており、熱延板焼鈍を施さずに冷延することで、４５°方向のｒ値、全伸びが高くなる。更に、冷延にて直径３００ｍｍ以上の大径ロールを有するタンデム式圧延機で一方向圧延を施すことで、表層からｔ／４部における剪断歪みを緩和し、冷延・焼鈍時の｛１１１｝結晶方位や｛５５４｝結晶方位の生成と発達を容易にすることが可能になる。この方法により、熱延板焼鈍を省略しつつ、４５°方向のｒ値と全伸びを向上させることが出来るため、効率的に加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板が提供できる。
【実施例】
【００３８】
表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、一部の熱延コイルは熱延板焼鈍・酸洗を施し、一部の熱延コイルは酸洗処理のみを施した後、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗を施して製品板とした。この際、一部のコイルは、小径ロール（ロール直径６０〜１００ｍｍ）を有するゼンジミア圧延機を用いてリバース圧延した。このようにして得られた製品板から、試験片を採取し、先述した方法で圧延方向に対して４５°方向のｒ値と全伸びを測定した。また、９５０℃における高温強度（耐力）を測定した。本用途では、９５０℃での高温強度は２０ＭＰａ以上が要求される。
【００３９】
【表１】
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【００４０】
【表２】
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【００４１】
表２から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼は、比較例に比べて４５°方向のｒ値、全伸びが高く、加工性に優れていることがわかる。また、Ｃｕ，Ｖ，Ｗ，Ｓｎを添加すると高温強度がより高くなり、耐熱部品の疲労寿命延長につながる。
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また、冷間圧延においては、圧下率、ロール粗度、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すれば良い。冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる２回冷延法を採用すれば、更に特性は向上する。中間焼鈍と最終焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも大気中で焼鈍しても構わない。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】表層から板厚１／４までのＮ１／Ｎ２と圧延方向に対して４５°方向のｒ値の関係を示す図である。
【図２】表層から板厚１／４までのＮ１／Ｎ２と圧延方向に対して４５°方向の全伸びの関係を示す図である。
【図３】熱延における仕上圧延開始温度と圧延終了温度の比率と製品板のＮ１／Ｎ２の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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