(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．６超〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１３．０〜２０．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．３０〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層〜ｔ／４およびｔ／４〜ｔ／２の領域において｛１１１｝方位粒が面積率でそれぞれ２０％および４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が１５％以下存在することを特徴とする加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
【請求項２】
質量％にて、Ｃｕ：０．４〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するための冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２〜ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織であることを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板。
【請求項４】
請求項３に記載の冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造方法であって、スラブ加熱温度を１２００〜１３００℃、仕上げ温度を８００〜９５０℃で熱間圧延を行い、巻き取り温度５００℃以下で巻き取り、その後、熱延板焼鈍を９２５〜１０００℃で行うことを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２〜ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織である冷延素材用フェライト系熱延鋼板を、圧下率６０％以上で冷延し、その後、１０００〜１１００℃で冷延板焼鈍を行うことを特徴とする、加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、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加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法に関する。
【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、Ｃｒを含有した耐熱鋼が使用されている。これらの排気系部材は、鋼板からプレス加工される場合や、鋼板をパイプ加工後種々の成形加工により製造される場合があるため、素材となる冷延鋼板の成形性が求められる。
一方、排気ガス温度の高温化に伴い、部材の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単純な製法では落ちてしまうため、複雑形状の部材に対してはプレス成形できない場合があった。
【０００３】
フェライト系ステンレス鋼板の加工性の指標であるランクフォード値（ｒ値）の向上のためには、冷延圧下率を大きくとることが有効であるが、上記のような排気系部材は比較的厚手（１．５〜２．５ｍｍ程度）な冷延鋼板を素材として用いるため、冷延を施す際の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問題があった。
【０００４】
この問題を解決するために、高温特性を損なわず、プレス成形性の指標であるｒ値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。
【０００５】
従来の耐熱フェライト系ステンレス鋼板の加工性向上には、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問題があった。
【０００６】
特許文献２には、ｒ値を向上させるべく、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る。
また、特許文献３には、熱延板に対して１時間以上の時効処理をする方法が開示されているが、この場合は工業上製造効率が著しく低下する欠点がある。
【０００７】
特許文献４には、板厚中心層の結晶方位を制御するために、熱延および熱延板焼鈍条件を規定し、ｒ値が高いＣｒ含有耐熱鋼板を得る技術が開示されている。しかしながら、ｒ値は製品の板厚中心層の結晶方位だけでは決定されないため、十分な加工性が得られない場合があった。また、熱延のスラブ加熱温度が１０００〜１１５０℃と低いため表面疵等の問題があった。
特許文献５には、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として、最表層から板厚の１／４領域における結晶方位を規定した技術が開示されている。これは、圧延方向と４５°方向のｒ値と全伸びを高くするものであり、その製造方法として熱延板焼鈍を省略する特徴を有するが、４５°方向のｒ値だけ高くてもプレス成形性は満足せず、また熱延板焼鈍を省略した場合、リジングと呼ばれる表面欠陥がプレス加工時に問題になる他、表面疵などの製造性に課題が残されていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平９−２７９３１２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
【特許文献４】国際公開第２００４／５３１７１号
【特許文献５】特開２００６−２３３２７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するために、本発明者らは、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の加工性、特にｒ値向上に関して、鋼組成、熱延工程と冷延工程それぞれの製造過程における組織、析出物についての詳細な研究を行った。
【００１１】
上記課題を解決する本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）  質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．６超〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１３．０〜２０．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．３０〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層〜ｔ／４およびｔ／４〜ｔ／２の領域において｛１１１｝方位粒が面積率でそれぞれ２０％および４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が１５％以下存在することを特徴とする加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
（２）  質量％にて、Ｃｕ：０．４〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％の１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
【００１２】
（３）  （１）または（２）に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するための冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２〜ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織であることを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板。
【００１３】
（４）  （３）に記載の冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造方法であって、スラブ加熱温度を１２００〜１３００℃、仕上げ温度を８００〜９５０℃で熱間圧延を行い、巻き取り温度５００℃以下で巻き取り、その後、熱延板焼鈍を９２５〜１０００℃で行うことを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
（５）  （１）または（２）に記載の加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２〜ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織である冷延素材用フェライト系熱延鋼板を、圧下率６０％以上で冷延し、その後、１０００〜１１００℃で冷延板焼鈍を行うことを特徴とする、加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
以上のように、本発明によれば、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板において、鋼の成分組成を規定するとともに、熱延工程、冷延工程の各条件を最適化し、板厚方向の各領域の組織を制御することにより高ｒ値を確保することが可能となる。
特に、熱延工程において巻取温度、熱延板焼鈍温度を厳格に規定し、冷延工程前の鋼組織を、｛１１１｝集合組織を残留させておくとともに、再結晶を抑制した未再結晶組織としておくことで、その後の冷延・焼鈍工程においても、ｒ値向上に有効に作用する｛１１１｝方向を有する結晶粒を多数生成させることができ、加工性に有利な再結晶組織を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、表層〜ｔ／４（ｔ：板厚）の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、ｔ／４〜ｔ／２（ｔ：板厚）の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
【図３】図３は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、板厚全厚域における｛０１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
【図４】図４は、本実施形態における熱延板焼鈍温度Ｔ１と、フェライト系ステンレス冷延鋼板（製品板）の平均ｒ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】
【００１７】
（フェライト系ステンレス冷延鋼板）
以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板について詳細に説明する。
【００１８】
本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．６超〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１３．０〜２０．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｎｂ：０．３０〜１．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層〜ｔ／４およびｔ／４〜ｔ／２の領域において｛１１１｝方位を有する結晶粒が面積率でそれぞれ２０％および４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が１５％以下存在することを特徴とする。
以下に本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼組成の限定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。
【００１９】
＜Ｃ：０．０２％以下＞
Ｃは、加工性、耐食性および耐酸化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０．０２％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％とすることが好ましい。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．００２〜０．０１％が望ましい。
【００２０】
＜Ｓｉ：０．１〜１．０％＞
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性と高温強度を向上させる元素である。また、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進する元素であるため、０．１％以上の添加により熱延板焼鈍時に粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、冷延板焼鈍時の｛１１１｝方位粒の発達および｛０１１｝方位粒の抑制、ｒ値の向上に寄与する。一方、過度な添加は常温延性を低下させて加工性を劣化させるため、上限を１．０％とした。更に、材質および酸化特性を考慮すると０．２〜０．５％が望ましい。
【００２１】
＜Ｍｎ：０．６超〜１．５％＞
Ｍｎは、高温においてＭｎＣｒ２Ｏ４やＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、０．６％超で発現することから、下限を０．６％超とした。一方、酸化増量を増加させるため、１．５％以上の添加により異常酸化が生じ易くなる。エキゾーストマニホールド等の排ガス部品において、スケール剥離や異常酸化が生じると、例えば触媒やマフラー等の後続の部品に障害が生じたり、板厚減少により構造体としての信頼性が低下する。更に、加工性と製造性を考慮すると０．７〜１．１％が望ましい。
【００２２】
＜Ｐ：０．０１〜０．０５％＞
Ｐは、Ｓｉ同様に固溶強化元素であるためが、耐食性や靭性に対して有害な元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良く、上限を０．０５％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、製造コストと耐酸化性を考慮すると０．０１５〜０．０２５％が望ましい。
【００２３】
＜Ｓ：０．０００１〜０．０１００％＞
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から少ないほど良いため、上限を０．０１００％とした。特に、過度な添加はＴｉとの化合物の生成を招き、熱延焼鈍板の再結晶と粒成長が促進して熱延鋼板において未再結晶組織を確保できず、結果ｒ値を劣化させる。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０．０００１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．００１０〜０．００５０％が望ましい。
【００２４】
＜Ｃｒ：１３．０〜２０．０％＞
Ｃｒは、高温強度および耐酸化性の向上のために１３％以上の添加が必要であるが、２０％以上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１３．０〜２０．０％とした。更に、コストと耐食性の観点では１５．０〜１９．０％が望ましい。
【００２５】
＜Ｍｏ：０．１〜３．０％＞
Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる高温強度および熱疲労特性の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％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。また、熱延板焼鈍工程や冷延板焼鈍工程においてＬａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成し易くなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。更に、長時間高温に曝された後の高温特性、特に高温強度、熱疲労特性および高温高サイクル疲労特性、ならびに製造コストおよび製造性を考慮すると１．５〜１．８％が望ましい。
【００２６】
＜Ｔｉ：０．００５〜０．２０％＞
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性を更に向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．００５％以上の添加で発現することから、下限を０．００５％とした。０．２０％以上の添加により靭性や２次加工性が劣化することから、上限を０．２％とした。更に、製造コスト、表面疵およびスケール剥離性を考慮すると、０．０６〜０．１５％が望ましい。
【００２７】
＜Ｎｂ：０．３０〜１．０％＞
Ｎｂは、固溶強化および析出強化により高温強度や高温疲労特性を向上させるため、必須元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、冷延鋼板（製品板）の再結晶集合組織を発達させるとともに、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの金属間化合物を形成し、その体積率やサイズによって再結晶集合組織形成に影響を与え、ｒ値向上に寄与する。これらの作用は、０．３０％以上で発現するため、下限を０．３０％とした。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、常温延性の低下につながることから、上限を１．０％とした。更に、コストや製造性を考慮すると０．４０〜０．６０％が望ましい。
【００２８】
＜Ｎ：０．０２％以下＞
Ｎは、Ｃと同様に加工性と耐酸化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０．０２％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、コストを考慮すると０．００５〜０．０１５％が望ましい。
【００２９】
＜Ｂ：０．０００２〜０．００５０％＞
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とともに、中温域の高温強度を向上させる。これらの効果は０．０００２％以上で発現することから、下限を０．０００２％とした。一方、０．００５０％超の添加によりＣｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性や疲労特性を劣化させる他、｛０１１｝方位粒の増加をもたらして低ｒ値化するため、上限を０．００５０％とした。更に、溶接性や製造性を考慮すると、０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
【００３０】
＜Ａｌ：０．００５〜０．５０％＞
Ａｌは、脱酸元素として添加される場合がある他、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。一方、０．５０％超以上の添加は、伸びの低下や溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、Ａｌ酸化物により｛０１１｝方位粒の生成が促進し、ｒ値が低下するため、上限を０．５０％とした。更に、精錬コストを考慮する０．０１〜０．１５％が望ましい。
【００３１】
また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｃｕ：０．４〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｓｎ：０．０５〜０．５０％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％の１種以上を添加することが好ましい。
【００３２】
＜Ｃｕ：０．４〜２．０％＞
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、ε−Ｃｕ析出によって特に中温域での高温強度を上げる元素であるため、必要に応じて添加する。この効果は０．４％以上の添加により発現することから、下限を０．４％とした。一方、２．０％超の添加により、靭性劣化や伸びの極端な低下をもたらす他、熱延過程で過剰にε−Ｃｕが析出し｛０１１｝方位粒が生成し低ｒ値化するため、上限を２．０％とした。更に、耐酸化性や製造性を考慮すると０．５〜１．５％が望ましい。
【００３３】
＜Ｎｉ：０．１〜２．０％＞
Ｎｉは、靭性と耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。靭性への寄与は０．１％以上で発現するため、下限を０．１％とした。一方、２．０％超の添加によりオーステナイト相が生成し、低ｒ値化するため上限を２．０％とした。更に、コストを考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。
【００３４】
＜Ｗ：０．１〜３．０％＞
Ｗは、高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素であり、その作用は０．１％から発現するため、下限を０．１％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。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成し易くなり、ｒ値の低下をもたらすために、上限を３．０％とした。更に、製造コストと製造性を考慮すると、０．１〜２．０％が望ましい。
【００３５】
＜Ｚｒ：０．０５〜０．３０％＞
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その作用は０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、０．３０％以上の添加は、靭性や酸洗性などの製造性を著しく劣化させる他、Ｚｒと炭素および窒素の化合物が粗大化して熱延焼鈍板組織を粗粒化させて低ｒ値するため、上限を０．３０％とした。更に、製造コストを考慮すると、０．０５〜０．２０％が望ましい。
【００３６】
＜Ｓｎ：０．０５〜０．５０％＞
Ｓｎは、粒界に偏析して高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素であり、その作用は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。但し、０．５％超の添加によりＳｎ偏析が生じて、偏析部で｛０１１｝方位粒が生成して低ｒ値化するため、上限を０．５０％とした。更に、高温特性と製造コストおよび靭性を考慮すると、０．１０〜０．３０％が望ましい。
【００３７】
＜Ｃｏ：０．０５〜０．５０％＞
Ｃｏは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて０．０５％以上添加する。但し、過度な添加は加工性を劣化させるため、上限を０．５０％とした。更に、製造コストを考慮すると、０．０５〜０．３０％が望ましい。
【００３８】
＜Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％＞
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、微細晶出したＭｇ酸化物が核となり、ＮｂやＴｉ系析出物が微細析出する。これらが熱延工程で微細析出すると、熱延工程および熱延板焼鈍工程において、微細析出物が再結晶および｛０１１｝方位粒の形成を抑制し、未再結晶組織の形成に寄与する。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、耐酸化性の劣化や溶接性の低下などをもたらすため、上限を０．０１００％とした。更に、精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
【００３９】
次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板の集合組織について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板の集合組織は、板厚をｔとした場合、表層〜ｔ／４およびｔ／４〜ｔ／２の領域において、｛１１１｝方位を有する結晶粒（以下単に、｛１１１｝方位粒という。）が面積率でそれぞれ２０％および４０％以上であることが重要である。さらに、板厚の全厚域においては、｛０１１｝方位を有する結晶粒（以下単に、｛０１１｝方位粒という）が１５％以下であることが重要である。
以下、本実施形態の集合組織の限定理由について説明する。
【００４０】
加工性の向上指標であるランクフォード値（ｒ値）は、再結晶集合組織と関連があることは周知の事実である。一般的には、｛１１１｝方位を有する結晶粒の比率を増加させることによりｒ値が向上することが知られている。しかしながら、結晶方位の分布は板厚方向に不均一であり、必ずしも特定部位の結晶方位の制御だけでは高ｒ値の確保は十分では無かった。
そこで本発明では、冷延鋼板（製品板）の板厚方向の結晶方位分布とｒ値の関係について、板厚方向の不均一性を考慮して詳細に検討した。その結果、表層〜ｔ／４（ｔは板厚）およびｔ／４〜ｔ／２のそれぞれの領域において｛１１１｝方位粒がそれぞれ２０％および４０％以上存在することが必要であることが判明した。加えて、全厚において｛０１１｝方位粒が１５％以下存在することも必要であることが判明した。なお、より安定してｒ値を確保するためには、｛１１１｝方位粒を、表層〜ｔ／４の領域においては２５％以上、ｔ／４〜ｔ／２の領域では４５％以上存在させることが好ましく、｛０１１｝方位粒は１０％以下とすることが好ましい。
【００４１】
図1〜３に各結晶方位の面積率（比率）と製品板の平均ｒ値の関係を示す。
ここでｒ値は、冷延焼鈍板から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１４．４％歪みを付与した後に、下記（１）式および下記（２）式を用いて平均ｒ値を算出する。
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＋ｒ９）／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。
なお、複雑な形状が要求される排気部品に対して、平均ｒ値が１．２以上あれば十分に加工できる特性である。そのため、本実施形態においては平均ｒ値が１．２以上であれが優れた加工性と有するものと判断する。
また、結晶方位の測定は、製品板から圧延方向と平行方向の面を切り出し、結晶方位解析装置ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）で板厚全域にわたって結晶粒の方位を同定し、｛１１１｝と｛０１１｝方位粒の面積率を決定した。これらの結果より本発明では、結晶方位制御による高ｒ値化は、板厚方向の｛１１１｝方位粒頻度の変動を考慮する必要があるとともに、｛０１１｝方位も考慮する必要があることが明らかとなった。
【００４２】
図１は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、表層〜ｔ／４の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフであり、図２は、ｔ／４〜ｔ／２の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
図１、２より分かるように、｛１１１｝方位粒の割合が高くなればなるほど平均ｒ値も大きくなり加工性が向上することがわかる。さらに、平均ｒ値を１．２以上確保するためには、鋼板表層〜ｔ／４の領域で｛１１１｝方位粒を２０％以上、ｔ／４〜ｔ／２の領域で｛１１１｝方位粒を４０％確保することが重要であることがわかる。
なお、図１、２に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、０．００７％Ｃ−０．２７％Ｓｉ−０．９４％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．０００６％Ｓ−１７．３％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−０．０８％Ｔｉ−０．４７％Ｎｂ−０．０１％Ｎ−０．００１％Ｂ−０．０３％Ａｌである。
【００４３】
図３は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、板厚全厚域における｛０１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
図３より分かるように、板厚全厚において｛０１１｝方位粒の割合が高くなればなるほど平均ｒ値は低下し加工性が劣化することがわかる。さらに、平均ｒ値を１．２以上確保するためには、全厚で｛０１１｝方位粒を１５％以下とすることが重要であることがわかる。
なお、図３に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、０．００７％Ｃ−０．２７％Ｓｉ−０．９４％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．０００６％Ｓ−１７．３％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−０．０８％Ｔｉ−０．４７％Ｎｂ−０．０１％Ｎ−０．００１％Ｂ−０．０３％Ａｌである。
【００４４】
次に、上述してきたようなフェライト系ステンレス冷延鋼板の素材となる冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板について説明する。
本発明では、上記の冷延鋼板（冷延板）の集合組織や成分組成の他に製造方法についても検討を行い、その結果、上記冷延鋼板の素材である熱延鋼板（冷延素材熱延板）の組織により、冷延板の集合組織が影響を受け、冷延板のｒ値が影響を受けることを見出した。即ち、冷延素材熱延板のｔ´／４〜ｔ´／２（ｔ´は、冷延素材熱延板の板厚）領域における組織が未再結晶組織である場合、そのような冷延素材熱延板から製造された冷延鋼板は高ｒ値となることを見出した。
具体的に説明すると、上述したように冷延板においてｒ値の向上には｛１１１｝方位を有する結晶粒を確保することが有効である。そのため、冷延板の素材である熱延鋼板においても、｛１１１｝集合組織を発達させておくとともに、このような集合組織を再結晶させることなく未再結晶組織としておくことが非常に重要である。
以下、このような冷延素材用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。
【００４５】
（冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法）
次に、本実施形態における冷延素材用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。
本実施形態の冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、上記鋼組成を有したフェライト系ステンレス鋼を製鋼し、製鋼後、鋳造した鋼片（スラブ）に対して、スラブ加熱温度を１２００〜１３００℃、仕上げ温度を８００〜９５０℃でとして熱間圧延を行い、続いて、巻き取り温度５００℃以下で巻き取り、その後、熱延板焼鈍を９２５〜１０００℃で行う。
熱延においては、スラブ加熱温度が１２００℃未満では圧延による熱延歪が過度に導入され、その後の組織制御が困難となる他、表面疵が問題となるため、下限を１２００℃とした。一方、１３００℃超の加熱温度にすると、熱延以降の組織が粗粒化して｛１１１｝集合組織の発達が抑制されるとともに、組織が再結晶組織となる場合があるため、上限を１３００℃とした。更に、生産性を考慮すると、１２３０〜１２８０℃が望ましい。
【００４６】
熱延スラブ加熱後、複数パスの粗圧延に続き、複数パスの仕上げ圧延が施されコイル状に巻き取られる。この際、仕上げ温度が８００℃未満では表面疵が問題となるため、仕上げ温度の下限を８００℃とした。一方、９５０℃超では熱延以降の組織が粗粒化して｛１１１｝集合組織の発達が抑制されるとともに、組織が再結晶組織となる場合があるため、上限を９５０℃とした。更に、生産性を考慮すると、８５０〜９３０℃が望ましい。
【００４７】
巻取温度に関しては、熱延組織の回復抑制と熱延板靭性の観点から５００℃以下とした。つまり本発明では、このように巻取温度を５００℃以下の低温とすることにより、熱延工程によって得られた｛１１１｝集合組織を回復させることなく維持したまま後工程へと引き継ぐことができる。更に、生産性、靭性およびコイル形状を考慮すると４００〜４８０℃が望ましい。巻取温度が５００℃超の場合、後に行う熱延板焼鈍工程の焼鈍温度が適正であっても、板厚の表層部近傍で生じた熱延せん断歪に起因する｛１１０｝方位粒が、熱延巻取後から常温まで冷却される過程で成長し、その後の焼鈍工程にて他方位を蚕食することで製品板まで残留する。この｛１１０｝方位粒はｒ値の低下をもたらすため、巻取温度は５００℃以下とした。また、熱延仕上圧延後から巻取りまでの間における｛１１０｝方位粒の成長を抑制するために、５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。
【００４８】
熱延後の熱延板焼鈍は、一般的には再結晶組織が得られる温度で熱処理される。しかしながら、板厚方向には組織の不均一性が生じる。
本発明では、この板厚方向の組織不均一性が製品板のｒ値に大きく影響することを見出し、前述のように、ｔ´／４〜ｔ´／２（ｔ´は板厚）領域における組織が未再結晶組織の場合に冷延鋼板、即ち製品板において高ｒ値が得られることを知見した。
【００４９】
図４に、熱延板焼鈍温度と製品板の平均ｒ値の関係を示す。ここで鋼Ａ（図中の記号●及び○）は０．００７％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．９５％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．０００６％Ｓ−１７．３％Ｃｒ−１．８％Ｍｏ−０．０８％Ｔｉ−０．４７％Ｎｂ−０．０１％Ｎ−０．００１０％Ｂ−０．０３％Ａｌ、鋼Ｂ（図中の記号▲及び△）は０．００３％Ｃ−０．８９％Ｓｉ−０．６５％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．００１０％Ｓ−１３．５％Ｃｒ−０．１％Ｍｏ−０．００８％Ｔｉ−０．４０％Ｎｂ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０７％Ａｌである。図中には、熱延板焼鈍後のｔ´／４〜ｔ´／２領域の組織状態も示しており、記号●及び▲は未再結晶組織、記号○及び△は再結晶組織である。
再結晶温度は鋼成分により異なるが、本発明の組成においては、９２５〜１０００℃の範囲に適切な熱延板焼鈍温度を見出すことができた。即ち、冷延素材熱延板として適切な組織である、ｔ´／４〜ｔ´／２（ｔ´は、冷延素材熱延板板厚）において未再結晶組織となる（完全再結晶組織にならない）温度を見出すことができるのである。このような冷延素材熱延板を冷延鋼板の素材として用いることで平均ｒ値が１．２以上の高加工材を得ることが可能となる。
【００５０】
ここで、通常製法で冷延素材熱延板のｔ´／４〜ｔ´／２領域を再結晶組織化した場合、ランダムな結晶方位分布となり、その後の冷延での集合組織発達が不十分で、冷延板焼鈍後に｛１１１｝方位粒が十分生成しない。一方、本発明の様に冷延素材熱延板のｔ´／４〜ｔ´／２領域を未再結晶組織とすると、熱延板で発達した｛１１１｝集合組織を残留させたまま冷延するため、その後の冷延板焼鈍においても｛１１１｝方位粒が多数生成し、高ｒ値に寄与する。
しかしながら、熱延板焼鈍温度が低温すぎたり熱延板焼鈍を省略すると、板厚の表層部近傍で生じた熱延せん断歪に起因する｛１１０｝方位粒が冷延焼鈍後の製品板まで多数残留してしまう。この方位粒はｒ値の低下をもたらすため、熱延板焼鈍は８００℃以上が必要となる。なお、本発明では、ｒ値向上に悪影響を及ぼす｛１１０｝方位粒の成長をより抑制するとともに、平均ｒ値を１．２以上とするために、熱延板焼鈍温度の下限は９２５℃とした。
一方、熱延板焼鈍を１０００℃超とすると、ｔ´／４〜ｔ´／２領域の組織が再結晶組織となり、表層の再結晶粒が粗大化してしまうとともに、熱延板焼鈍後にＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの化合物（Ｆｅ２Ｎｂ）が完全に溶解してしまうため、ｒ値が低下する。なお、熱延板焼鈍によって粗大に生成させたＬａｖｅｓ相は、冷延板焼鈍時の再結晶集合組織の核生成サイトとなるため、冷延素材において析出させておくことが望ましい。これらの点を考慮して熱延板焼鈍温度の上限は１０００℃とした。更に、高温焼鈍による結晶粒粗大化やスケール生成の促進は、それぞれ板破断やスケール残り等の表面品質の低下をもたらすため、熱延板靭性や酸洗性を考慮すると９２５〜９８０℃が望ましい。
【００５１】
（フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法）
次に、このような冷延素材熱延板を２ｍｍｔまで冷延し、結晶粒度番号が５〜７となる様に鋼成分に応じて１０００〜１１００℃で熱処理を行ない製品板とした。
具体的にはまず、冷延板において｛１１１｝方位結晶に成長する再結晶核を得るために、冷延圧下率は、６０％以上とした。つまり、冷延圧下率が低すぎると、後の焼鈍工程によって｛１１１｝方位粒へと再結晶させるための再結晶核を十分に生成させることができず、製品板のｒ値の向上が不十分となるため、圧下率を６０％以上とすることが重要である。更に、生産性や異方性を考慮すると、６０〜８０％が望ましい。
【００５２】
次に、｛１１１｝方位結晶に成長する再結晶核を生成させた冷延板に１０００〜１１００℃で冷延板焼鈍を行う。通常、冷延板の焼鈍は再結晶組織を得るために、鋼成分に応じて熱処理温度を決定するが、１０００℃未満では本発明の鋼成分では未再結晶組織となるため、下限を１０００℃とした。一方、１１００℃超では結晶粒が粗大化し、加工時に肌荒れが生じて割れの原因となるため上限を１１００℃とした。更に、伸びや酸洗性を考慮すると、１０１０〜１０７０℃が望ましい。
【００５３】
以上により、｛１１１｝方位粒の面積率を高めるとともに、｛０１１｝方位粒を抑制された、加工性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。
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、用いるワークロールのロール粗度、ロール径、さらには圧延油、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。また、冷延板焼鈍は、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。
【実施例】
【００５４】
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
【００５５】
（実施例１）
本実施例ではまず、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、５．０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍処理した後、酸洗し、２．０ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗を施して製品板とした。なお、表１に示す成分組成のうち、鋼Ｎｏ．１〜１３は本発明範囲外、鋼Ｎｏ．１４〜３２は発明範囲外とし、本発明から外れる成分組成については下線を付して示している。
熱延条件は全て本発明の範囲内とし、スラブ加熱温度を１２００〜１３００℃、仕上温度を８００〜９５０℃、巻取温度を５００℃以下とした。また、熱延板焼鈍条件は、焼鈍温度を８００〜１０００℃かつｔ´／２〜ｔ´／４（ｔ´：熱延板の板厚）において未再結晶組織となる温度で行なった。その後、圧下率６０％で冷延を施した。冷延板焼鈍は、鋼成分に応じて再結晶組織となる様に、１０００〜１１００℃で行なった。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
次に、このようにして得られた製品板から、試験片を採取し、｛１１１｝方位粒と｛０１１｝方位粒の比率（面積率）を測定するとともに、平均ｒ値、高温強度および酸化特性を評価した。具体的な測定・評価方法について説明する。
【００５８】
結晶方位粒の比率と平均ｒ値の測定方法は、先述した方法と同様である。得られた製品板から圧延方向と平行方向の面を切り出し、結晶方位解析装置ＥＢＳＰを用いて板厚全域にわたって結晶粒の方位を同定し、｛１１１｝と｛０１１｝方位粒の面積率を決定した。
また、平均ｒ値は、得られた製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に準拠して、圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向それぞれに１４．４％歪みを付与した後に、上記（１）式および上記（２）式を用いて算出した。なお、加工性の評価は、平均ｒ値が１．２以上を良好として評価した。
【００５９】
次に、高温強度は、得られた製品板より圧延方向に高温引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７に準拠して９００℃で高温引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した。
また、耐酸化性の試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２８１に準拠して大気中９００℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化およびスケール剥離の発生有無を評価した。
なお、９００℃における高温強度が０．２％耐力で２０ＭＰａ以上の場合、そして大気中連続酸化で異常酸化が生じない場合において、自動車用の排気部品としての性能を満足する。そのため、０．２％耐力が２０ＭＰａ未満を不合格として評価した。そして異常酸化やスケール剥離が生じない場合を○、生じる場合を×とした。
以上の評価結果を表２に示す。
【００６０】
【表２】
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【００６１】
表１、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、比較例に比べて平均ｒ値が高く、加工性に優れていることがわかる。また、高温強度も高く、耐酸化性にも優れている。一方、比較鋼Ｎｏ１４、１５、１７，１８、２０〜３１は、鋼成分が本発明から外れているため、製品板の結晶方位比率が本発明外となり、製品板の平均ｒ値が１．２未満である。これらの材料を用いて複雑形状の部品に加工した場合、割れが生じてしまうおそれがある。また、比較鋼Ｎｏ．１６，１９，３２は、ｒ値を満足するものの、耐酸化性や高温強度が不足しており、排気部品として適用した場合、使用時に破壊が生じてしまうおそれがある。
【００６２】
（実施例２）
次に、表１に示す本発明鋼Ｎｏ．１と６について、製造条件を種々変化させた場合の特性を表３に示す。なお、再結晶常状態とはｔ´／２〜ｔ´／４領域の組織状態である。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
本発明の規定する製造条件を全て満足する試験番号Ｐ３３、３４は、比較例に比べ平均ｒ値が高く、加工性に優れていることが分かる。
一方、本発明で規定される製造条件から外れる比較例（試験番号Ｐ３５〜４４）の場合、製品板の結晶方位比率が本発明外となり、平均ｒ値が１．２以上を満足せず、加工性が劣化していることが分かる。そのため、このような製品板を複雑形状の部品に加工した場合、割れが生じるおそれがある。また、熱延における加熱温度または仕上げ温度の下限値を外れた場合には、ｒ値は１．２以上を満足したが、表面疵が発生した。
【００６５】
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】
【００６６】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板を特別な新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。そのため、本発明を適用した冷延鋼板を、特に排気用部材に適用することにより、製造コストの低減などの社会的寄与度を高めることができる。つまり、本発明は、産業上の利用可能性を十分に有する。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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