(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．６０％以下、
Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満足し、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０２％含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚が５ｍｍ以上１０ｍｍ以下であり、圧延方向に平行な断面の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含み、前記未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．１％、
Ｓｂ：０．０１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１％、
Ｔａ：０．０１〜０．１％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法であり、
熱延加熱温度を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行い、粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延した後、冷却し、６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷する工程を含むことを特徴とする請求項３に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
シャルピー衝撃試験におけるエネルギー遷移温度が５０℃以下であり、自動車フランジ部品に用いられることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フランジ用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。
【背景技術】
【０００２】
自動車の排ガス経路は、エキゾーストマニホールド、ＥＧＲ（Exhaust  Gas  Recirculation）、マフラー、触媒、ＤＰＦ（Diesel  particulate  filter）、尿素ＳＣＲ（Selective  Catalytic  Reduction）、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等様々な部品から構成されている。これらの部品をつなげる際には、フランジと呼ばれる締結部品が多く使用されている。フランジを用いるフランジ接合は、加工工数が少なくて済むとともに、作業空間が狭くて済むため、自動車の排気系部品の接合に積極的に採用されている。自動車の排気系部品のフランジ接合には、振動による騒音および剛性確保の観点から、板厚６ｍｍ以上の厚手フランジが使用されることが多い。
【０００３】
従来、フランジの素材としては、普通鋼板が利用されている。フランジは、素材に打ち抜き加工およびプレス成形などの工程を行うことにより製造されている。
しかしながら、普通鋼板からなるフランジは、ステンレス鋼からなる他の自動車の排気系部品に比べて耐食性に劣る。その結果、フランジは、錆の発生が目立ち、美観を損なう原因となる場合があった。
このため、フランジに使用する素材においては、普通鋼板からステンレス鋼板への変更が進められつつある。
【０００４】
フランジの素材に用いるステンレス鋼板として、オーステナイト系ステンレス鋼板を用いると、一般に８％以上のＮｉを含むためコストが高くなる。フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板と比較してＮｉ含有量が少なく、低コストである。しかし、フェライト系ステンレス鋼板は、普通鋼板と比較して靭性に劣る。
【０００５】
フェライト系ステンレス鋼は、靭性が低いため、鋼板製造過程におけるライン通板時およびコイル展開時に板破断が生じやすい。特に、板厚が５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板では、靭性が低いために、熱延コイルとして製造出来ず、厚板として製造しなければならない場合があった。
また、フェライト系ステンレス鋼板は、靭性が低いため、フランジを製造する際に行う切断、打ち抜き加工、プレス成型等の工程で、割れが生じることがあった。
【０００６】
従来、フェライト系ステンレス鋼板の靱性を向上させる技術として、例えば、特許文献１〜特許文献４に記載の技術がある。
特許文献１には、熱延コイルの冷間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがちな割れ等のトラブルを生じることのない、靭性の優れた高純度フェライトステンレス鋼熱延鋼帯を得る製造方法が記載されている。具体的には、熱間圧延した後、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度にて急冷を行い、４５０℃以下の温度で巻取る製造方法が開示されている。
【０００７】
また、特許文献１に記載の製造方法を実施した熱延鋼帯では、衝撃破面遷移温度が−２０℃以下となることが記載されている。また、特許文献１の実施例には、板厚３ｍｍの熱延鋼帯コイルのコイル展開の可否が示されている。特許文献１に記載の技術によって、巻取り直後に熱延鋼帯を水槽に入れて水冷するような、熱延鋼帯の靭性値にバラツキが多くなる製造方法を避けることが出来る。
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、板厚が５ｍｍを超える厚手フェライト系ステンレス鋼板の靭性を改善することは難しかった。
【０００８】
特許文献２には、Ｎｂを０．２０％〜０．８０％含み、Ｃｒ：１３．５％を超え〜１５．５％含む低温靭性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼帯が記載されている。また、特許文献２には、板厚が４．５ｍｍ以上、９．０ｍｍ以下の熱延鋼帯を製造する方法として、８００℃以上で熱間圧延した後に、直ちに水冷し、熱間圧延後の板厚ｔと熱間圧延時の巻き取り温度Ｔがｔ×ｔ≦３６００の関係を満足する温度で巻取る製造方法が記載されている。
【０００９】
特許文献３には、熱延コイルを展開して通板するラインにおいて材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５．０〜１２．０ｍｍのＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルが開示されている。また、特許文献３には、巻取温度を５７０℃以上とし、巻取終了時から５分以上経過後で、かつコイル最外周の表面温度が５５０℃以上である時にコイルを水中に浸漬し、当該水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。
【００１０】
特許文献４には、熱延コイルを展開して通販するラインにおいて材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５．０〜１０．０ｍｍのＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルが開示されている。また、特許文献４には、ステンレス鋼スラブを仕上圧延温度８９０℃以上で熱間圧延し、巻取前に水冷して巻取温度４００℃以下で巻取ってコイルとし、巻取終了時から３０分以内にコイルを水中に浸漬し、当概水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭６０−２２８６１６号公報
【特許文献２】特開平８−１９９２３７号公報
【特許文献３】特開２０１２−１４０６８７号公報
【特許文献４】特開２０１２−１４０６８８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れたフランジを提供できる板厚５ｍｍ以上の靭性に優れたフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板（以下、「熱延鋼板」と略記する場合がある。）、およびその熱延鋼板を効率よく製造できる熱延鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、上記課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性に関して、成分、組織、製造過程における熱間圧延条件に着目して、詳細に研究を行った。
その結果、板厚５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるには、粗熱延工程で得られる粗熱延板における結晶粒径を微細化することが重要であることが分かった。そして、特定の成分とし、粗熱延板における結晶粒径を微細化することで、Ｌ断面（圧延方向に平行な断面）が短径の小さい未再結晶展伸粒を主体とする組織であり、５ｍｍ以上の板厚で優れた靭性を有する熱延鋼板が得られることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｒ：１０〜２０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．４０％以下、
Ｎｂ：０．６０％以下、
Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満足し、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０２％含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
板厚が５ｍｍ以上１０ｍｍ以下であり、圧延方向に平行な断面の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含み、前記未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【００１５】
（２）質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．１％、
Ｓｂ：０．０１〜０．１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１％、
Ｔａ：０．０１〜０．１％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．２％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【００１６】
（３）（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法であり、
熱延加熱温度を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行い、粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延した後、冷却し、６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とするフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（４）仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷する工程を含むことを特徴とする（３）に記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
（５）シャルピー衝撃試験におけるエネルギー遷移温度が５０℃以下であり、自動車フランジ部品に用いられることを特徴とする、（１）または（２）記載のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、靭性に優れた板厚５ｍｍ以上のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を提供できる。本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、優れた靱性を有し、フランジを製造する際の打ち抜きやプレス成型時の割れ感受性を低減でき、自動車フランジ部品の素材として好適である。
本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法によれば、本発明のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を効率よく製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板のＬ断面組織の顕微鏡写真である。図１（ａ）は本発明の熱延鋼板であり、図１（ｂ）は従来の熱延鋼板である。
【図２】熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値と、エネルギー遷移温度ＴｒＥとの関係を示したグラフである。
【図３】粗熱延工程後、仕上げ熱延前の鋼板を昇温させた温度と、熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値との関係を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明のフランジ用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ついて詳細に説明する。
フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるためには、巻取温度を低温にして、脆化相の析出を抑制する必要がある。フェライト系ステンレス鋼の脆化としては、例えば、４７５℃脆化やσ相の析出による脆化が良く知られている。Ｆｅ２Ｎｂ、Ｆｅ２Ｍｏ等のＬａｖｅｓ相も、フェライト系ステンレス鋼の脆化要因となる。フェライト系ステンレス鋼がＮｂを含む場合には、靭性を向上させるために、Ｍ６Ｃ（Ｆｅ３Ｎｂ３Ｃ）（式中のＭは、Ｆｅおよび／またはＮｂの原子数を表す。）の析出も抑制すべきである。また、フェライト系ステンレス鋼に含まれる大型の介在物（酸化物、窒化物）も、脆性破壊の起点になると考えられている。
【００２２】
また、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるためには、結晶粒径を微細化することが有効である。しかし、高純度フェライト系ステンレス鋼は、相変態が無いため、結晶粒径の微細化が困難である。
また、フランジ用の素材として好適である板厚５ｍｍ以上の鋼板は、例えば、板厚３ｍｍの厚みの薄い鋼板に比べて、延性−脆性遷移温度が数十度高くなる。このため、板厚５ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板では、フランジ用の素材として十分な靭性を確保することは困難であった。
【００２３】
本発明者は、熱延鋼板を製造する際の粗熱延工程で得られる粗熱延板の結晶粒径に着目し、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板における結晶粒径と、熱延鋼板の靭性との関係を詳細に調査した。その結果、粗熱延板の結晶粒径を微細化することで、熱延鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な断面）が短径の小さい未再結晶展伸粒を主体とする組織となり、熱延鋼板の靭性が向上することを見出した。
【００２４】
粗熱延工程で得られる粗熱延板の結晶粒径を測定することは困難である。しかし、本実施形態における粗熱延板の結晶粒径は、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板における組織の形態から推定できる。具体的には、粗熱延板の組織は、仕上げ熱延板におけるＬ断面組織の形態で判定できる。これは、仕上げ熱延板におけるＬ断面組織が、粗熱延板の組織が仕上げ熱延で再結晶せずに展ばされて得られる未再結晶展伸粒を主体とするためである。
【００２５】
本発明者は、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板とするには、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒の短径の最大値を２５０μｍ以下とする必要があることを見出した。
本実施形態において、熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値とは、以下に示す方法により求めた値である。
すなわち、熱延鋼板の圧延方向に平行な断面全厚みの組織を、任意の位置で５視野観察し、５視野中の全ての展伸粒について、厚み方向に最も長い径（短径）を測定する。そして、全ての展伸粒の短径うち、最も長い短径を熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値とする。
【００２６】
図１は、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板のＬ断面組織の顕微鏡写真である。図１（ａ）は本発明の熱延鋼板であり、図１（ｂ）は従来の熱延鋼板である。図１（ａ）および図１（ｂ）の熱延鋼板は、後述する表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ５（Ｔｙｐｅ４３９鋼）の成分を有する板厚５ｍｍのものである。
図１（ａ）に示す本発明の熱延鋼板は、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒を５０％以上含み、未再結晶展伸粒の短径の最大値が１０９μｍであり、２５０μｍ以下であった。この熱延鋼板を用いてシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果、エネルギー遷移温度ＴｒＥは０℃であり、優れた靱性を有していた。
【００２７】
これに対し、図１（ｂ）に示す従来の熱延鋼板は、仕上げ熱延で展ばされた未再結晶展伸粒を５０％以上含むものであった。しかし、未再結晶展伸粒の短径の最大値が８４４μｍであり、２５０μｍ超えであった。この熱延鋼板を用いてシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果、エネルギー遷移温度ＴｒＥは８０℃であり、靱性が不足していた。
【００２８】
また、本発明者は、以下に示すように、エネルギー遷移温度に及ぼす熱延鋼板の組織の影響を調べた。
実験室でＣ：０．００５０％、Ｓｉ：０．１０％、Ｍｎ：０．１０％、Ｐ：０．０２７％、Ｓ：０．００１％、Ｃｒ：１７．２％、Ｎｉ：０．０２％、Ｔｉ：０．１５％、Ｎｂ：０．００１％、Ｖ：０．０５％、Ａｌ：０．０１％、Ｎ：０．００８２％からなる成分の鋼を、２００ｍｍ厚に鋳造し、１１００〜１２５０℃に加熱し、粗熱延で板厚２０〜４０ｍｍに熱延し、複数の粗熱延板（粗バー）を得た。得られた各粗バーを、ヒーターを用いて異なる昇温温度で昇温し、続けて仕上げ熱延を行い、板厚８．０ｍｍの熱延鋼板とした。
得られた熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値を上記の方法により求め、上記の短径の最大値が異なる熱延鋼板を選び、シャルピー衝撃試験を行って、エネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果を図２に示す。
【００２９】
図２は、エネルギー遷移温度に及ぼす熱延鋼板の組織の影響を示す図である。
図２に示すように、未再結晶展伸粒の短径の最大値が小さい程、エネルギー遷移温度ＴｒＥが小さくなっている。また、図２により、未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下であると、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下となり、優れた靱性が得られることが分かった。
【００３０】
また、本発明者が検討した結果、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を向上させるには、粗熱延後、仕上げ熱延の開始までに、粗熱延板の再結晶を完了させることが重要であることが分かった。仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存していると、仕上げ熱延後に粗大な未再結晶展伸粒となり、熱延鋼板の靭性が不足する場合がある。また、仕上げ熱延の開始までに粗熱延板の再結晶が完了していても、粗熱延板の結晶粒径が粗大であると、仕上げ熱延後に粗大な未再結晶展伸粒が生成し、熱延鋼板の靭性が不足する。
【００３１】
粗熱延後、仕上げ熱延の開始までの間に、粗熱延板の再結晶を促進するには、粗熱延終了温度を高くすることが重要である。しかし、粗熱延終了温度を高くするために熱延加熱温度を高くしすぎると、加熱炉内でスラブがクリープ変形して撓み、熱延疵が発生しやすくなる。このため、本実施形態では、熱延加熱温度をスラブの高温強度から許容される温度範囲とした。また、最適な熱延加熱温度は、鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）によって異なる。このため、本実施形態では、熱延加熱温度を鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）に適した温度範囲とした。
【００３２】
さらに、本発明者は、粗熱延後、仕上げ圧延を開始するまでの間に、粗熱延板の再結晶を促進するとともに粗熱延板の結晶粒径を微細化するためには、粗熱延工程で得られた粗熱延板を、仕上げ圧延を開始する前に、誘導加熱装置などを用いて３０℃以上８０℃以下の範囲で昇温させればよいことを見出した。
【００３３】
また、本発明者は、図２に示す結果の得られた実験の際に製造した熱延鋼板において、粗熱延後、仕上げ熱延を開始するまでの間に昇温させた、粗熱延板（粗バー）の昇温温度と、熱延鋼板のＬ断面における未再結晶展伸粒の短径の最大値との関係を調べた。その結果を図３に示す。
図３に示すように、粗熱延工程後、仕上げ熱延前の粗熱延板を昇温させた温度が３０〜８０℃である場合、熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値を小さくする効果が十分に得られることが分かった。
【００３４】
更に、本発明者が検討した結果、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性をさらに向上させるには、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を所定時間以上空冷する（水冷を開始せずに停止しておく）ことが効果的であると分かった。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を空冷すると、仕上げ熱延板が僅かに再結晶し、一部が再結晶組織である熱延鋼板が得られる。空冷による仕上げ熱延板の再結晶を促進するには、仕上げ熱延温度を高くすることが好ましい。
【００３５】
本実施形態の熱延鋼板において、Ｌ断面組織における展伸されている結晶（伸展粒）は、仕上げ熱延によって歪が蓄積された未再結晶であり、仕上げ熱延段階で再結晶しなかったために形成される。また、展伸粒でない結晶（等軸粒）は、主に、仕上げ熱延後に空冷することにより、一定時間高温で保持されて再結晶した（原子の再配列が進み、仕上げ熱延による歪が開放して等軸粒になった）ために形成される。
【００３６】
次に、熱延鋼板の成分範囲について説明する。以下の説明において、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．００１〜０．０１％）
Ｃは、固溶Ｃによる硬質化ならびに炭化物析出により靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、Ｃ含有量が０．０１％超であると、炭化物生成に起因して靭性の低下が生じる。このため、Ｃ含有量の上限を０．０１％とした。但し、Ｃ含有量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｃ含有量の下限を０．００１％とした。更に、製造コスト、耐食性および熱延鋼板の靭性を考慮すると、Ｃ含有量は０．００２〜０．００８％が望ましい。
【００３７】
（Ｓｉ：０．０１〜１．０％）
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらす。しかし、Ｓｉは、固溶強化元素であるため、靭性の観点からは少ないほど良い。特に、Ｓｉ含有量が１．０％超であると、靭性の低下が顕著に生じる。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．０％とした。一方、耐酸化性確保のため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とした。但し、Ｓｉ含有量の過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｓｉ含有量は、材質や耐初期錆び性を考慮して０．０５〜０．９％が望ましい。
【００３８】
（Ｍｎ：０．０１〜１．０％）
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。特に、Ｍｎ含有量が１．０％超であると、熱間圧延時にγ相の析出による再結晶の遅延が生じて靭性が低下することがある。このため、Ｍｎ含有量の上限を１．０％とした。一方、Ｍｎ含有量の過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。また、微量のＭｎ添加はスケール剥離性を向上させる。このため、Ｍｎ含有量の下限は０．０１％とした。更に、Ｍｎ含有量は、材質や製造コストを考慮すると０．１〜０．５％が望ましい。
【００３９】
（Ｐ：０．０１０〜０．０４％）
Ｐは、フェロクロムなどの原料から不可避的不純物として混入する元素である。Ｐは、ＭｎやＳｉ以上に固溶強化能が強い。Ｐは、材料を硬質化させるため、靭性の観点からその含有量は少ないほど良い。また、Ｐ含有量が０．０４％超であると、リンの粒界偏析に起因した脆化が生じる。このため、Ｐ含有量の上限を０．０４％とした。但し、Ｐ含有量の過度の低減は、原料コストの増加に繋がる。このため、Ｐ含有量の下限を０．０１％とした。更に、Ｐ含有量は、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１５〜０．０３％が望ましい。
【００４０】
（Ｓ：０．０００２〜０．０１％）
Ｓは、原料から不可避的不純物として混入する元素である。Ｓは、耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。Ｓ含有量が０．０１％超であると、ＭｎＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等の析出物生成に起因して粗熱延における再結晶が遅延する傾向が見られる。このため、Ｓ含有量の上限を０．０１％とした。一方、Ｓは、Ｍｎおよび／またはＴｉと結合して、フランジ成形の際における打ち抜き性を向上させる効果がある。この効果を発現するＳ含有量は、０．０００２％以上であるので、Ｓ含有量の下限を０．０００２％とした。更に、Ｓ含有量は、精錬コストや燃料部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００１０〜０．００６０％が望ましい。
【００４１】
（Ｃｒ：１０〜２０％）
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素である。フランジに要求される塩害性を考慮すると、Ｃｒ含有量を１０％以上とする必要があり、１０．５％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒを過度に添加すると、硬質となり、成形性や靭性を劣化させる。また、Ｃｒを過度に含有すると、固溶Ｃｒによって粗熱延時の再結晶が遅延する傾向がある。Ｃｒ含有量が２０％超であると、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存し、フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量の上限を２０％とした。尚、Ｃｒ含有量は、製造コストや靭性劣化による熱延鋼板の製造時および熱延鋼板を用いたフランジの製造時における板破断を考慮すると、１８％以下が望ましい。
【００４２】
（Ｎｉ：０．０１〜１．０％）
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化の促進により耐初期錆び性を向上させる。このため、Ｎｉを０．０１％以上含有させる。但し、Ｎｉを過度に含有すると、硬質化し成形性を劣化させる。また、熱間圧延時にオーステナイト相の析出を促進し、粗熱延時の再結晶を遅延させる。さらに、応力腐食割れが生じ易くなる。このため、Ｎｉ含有量の上限を１．０％とした。尚、Ｎｉ含有量は、原料コストを考慮すると、０．０５〜０．５％が望ましい。
【００４３】
（Ｔｉ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．６０％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ≧８×（Ｃ＋Ｎ）（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。））
Ｔｉおよび／またはＮｂは、Ｃ、Ｎ、Ｓ、Ｐと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるために添加する。特に、Ｃ、Ｎの固定が十分でないと、鋭敏化によりＣｒ欠乏層を生じて耐食性の顕著な低下を生じる。このため、ＴｉとＮｂの合計の含有量（Ｔｉ＋Ｎｂ）の下限値を、ＣとＮの合計の含有量（Ｃ＋Ｎ）の８倍とする。溶接部も含めて耐食性を十分に確保するためには、ＴｉとＮｂの合計の含有量を、ＣとＮの合計の含有量の１０倍以上とすることが望ましい。
【００４４】
一方、Ｔｉを多量に含有すると、製鋼工程において、溶鋼中に粗大なＴｉＮが析出し、熱延鋼板の靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量の上限を０．４０％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、Ｔｉ含有量は０．１０〜０．２５％が望ましい。
Ｎｂを過度に含有すると、硬質化し、成形性が劣化する。また、Ｎｂを過度に含有すると、粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）が析出し、熱履歴によっては（Ｆｅ，Ｎｂ）６ＣやＦｅ２Ｎｂが析出して、靭性が著しく劣化する。また、Ｎｂを過度に含有すると、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ｎｂ含有量の上限を０．６０％とした。尚、原料コストや隙間腐食性を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．３０〜０．４５％が望ましい。
【００４５】
（Ｖ：０．０１〜０．４０％）
Ｖは、隙間腐食を抑制させる他、微量添加によって靭性向上に寄与する。このため、Ｖを０．０１％以上含有させる。但し、Ｖを過度に含有すると、硬質化し、成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出して靭性劣化が生じる。このため、Ｖ含有量の上限を０．４０％とした。尚、Ｖ含有量は、原料コストや初期錆び性を考慮すると、０．０４〜０．２０％が望ましい。
【００４６】
（Ａｌ：０．００５〜０．３％）
Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であり、鋼中の酸化物を低減して熱延鋼板の靭性を向上させる。その効果は、Ａｌ含有量０．００５％以上で発現する。このため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とした。また、Ａｌ含有量が０．３％超であると、靭性の低下や、溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ａｌ含有量の上限を０．３％とした。更に、Ａｌ含有量は、精錬コストを考慮すると０．０１〜０．１％が望ましい。
【００４７】
（Ｎ：０．００１〜０．０２％）
Ｎは、Ｃと同様に靭性と耐食性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど良い。また、Ｎ含有量が０．０２％超であると、凝固時の粗大窒化物生成に起因して靭性の低下が生じ、結晶粒径の微細化だけでは靭性の改善が図れなくなる。このため、Ｎ含有量の上限を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、Ｎ含有量の下限を０．００１％とした。更に、Ｎ含有量は、製造コストと加工性及び初期錆び性を考慮すると０．００５〜０．０１％が望ましい。
【００４８】
フェライト系ステンレス鋼の靭性向上の観点からは低減することが望ましいが、耐食性や耐酸化性、プレス成形性、熱延疵の低減などの観点から、更に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｇａの１種または２種以上含有してもよい。
【００４９】
（Ｂ：０．０００２〜０．００３０％）
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。Ｂは、フランジの打ち抜き性を向上させるため、必要に応じて添加される。この効果は、Ｂ含有量０．０００２％以上で発現する。このことから、Ｂ含有量の下限を０．０００２％とした。但し、Ｂを過度に含有すると、ほう化物が析出して靭性を劣化させる他、粗熱延時の再結晶を遅延させる。このため、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とした。更に、Ｂ含有量は、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
【００５０】
（Ｍｏ：０．０１〜２．０％）
Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に、隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この効果は、Ｍｏ含有量０．０１％以上で発現する。このため、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％とした。また、Ｍｏ含有量が２．０％を越えると、著しく耐酸化性が上がり、熱延加熱時に異常酸化による熱延疵を発生させたり、粗熱延時の再結晶を遅延させ、粗熱延組織の粗大化を生じて靭性低下の原因となったりする。このため、Ｍｏ含有量の上限を２．０％とした。更に、Ｍｏ含有量は、製造コストを考慮すると０．０２〜１．２％が望ましい。
【００５１】
（Ｃｕ：０．０１〜０．３％）
Ｃｕは、高温強度向上の他、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させる。このため、Ｃｕは、必要に応じて添加される。この効果は、Ｃｕ含有量０．０１％以上で発現する。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．０１％とした。但し、Ｃｕを過度に含有させると、ε−ＣｕやＣｕ−ｒｉｃｈクラスターの析出によって硬質化し、成形性と靭性を劣化させる。このため、Ｃｕ含有量の上限を０．３％とした。尚、Ｃｕ含有量は、製造時の酸洗性等を考慮すると、０．０３〜０．１２％が望ましい。
【００５２】
（Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％）
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物は、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させて、靱性向上に寄与する効果がある。この効果は、Ｍｇ含有量０．０００２％以上で発現する。このため、Ｍｇ含有量の下限を０．０００２％とした。但し、Ｍｇを過度に含有すると、溶接性や耐食性、靭性の低下に繋がる。このため、Ｍｇ含有量の上限を０．００３０％とした。Ｍｇ含有量は、精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
【００５３】
（Ｓｎ：０．０１〜０．１％、Ｓｂ：０．０１〜０．１％）
ＳｎおよびＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じて、Ｓｎを０．０１％以上および／またはＳｂを０．０１％以上含有する。ＳｎおよびＳｂを過度に含有すると、熱延鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、熱延鋼板の靭性においても低下要因となる。このため、Ｓｎ含有量の上限およびＳｂ含有量の上限を０．１％とする。更に、Ｓｎ含有量は、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０２〜０．０５％が望ましい。また、Ｓｂ含有量も、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０２〜０．０５％が望ましい。
【００５４】
（Ｚｒ：０．０１〜０．１％、Ｔａ：０．０１〜０．１％、Ｈｆ：０．０１〜０．１％）
Ｚｒ、ＴａおよびＨｆは、Ｃおよび／またはＮと結合して靭性の向上に寄与する。このため、必要に応じて、Ｚｒ０．０１％以上、Ｔａ０．０１％以上、Ｈｆ０．０１％以上の１種または２種以上を含有する。但し、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆのいずれかを０．１％超含有すると、コスト増になる他、大型の炭窒化物析出により熱延鋼板の靭性を著しく劣化させる。このため、Ｚｒ含有量の上限、Ｔａ含有量の上限およびＨｆ含有量の上限を、それぞれ０．１％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｚｒ、ＴａおよびＨｆそれぞれの含有量は、０．０５〜０．０８％が望ましい。
【００５５】
（Ｗ：０．０１〜２．０％）
Ｗは、Ｍｏと同様に、耐食性と高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じてＷを０．０１％以上含有する。Ｗを２．０％超含有させると、熱延鋼板製造時の靭性劣化ならびにコスト増につながる。このため、Ｗ含有量の上限を２．０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、０．０５〜１．０％が望ましい。
【００５６】
（Ｃｏ：０．０１〜０．２％）
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与する。このため、必要に応じてＣｏを０．０１％以上含有する。Ｃｏを０．２％超含有させると、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制による靭性低下を生じる。このため、Ｃｏ含有量の上限を０．２％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏ含有量は０．０２〜０．１％が望ましい。
【００５７】
（Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％）
Ｃａは、脱硫のために添加される場合がある。Ｃａによる脱硫効果は、０．０００１％以上含有することで発現する。このことから、Ｃａ含有量の下限を０．０００１％とした。しかしながら、Ｃａを０．００３０％超含有させると、粗大なＣａＳが生成し、耐食性、靭性を劣化させるため、Ｃａ含有量の上限を０．００３０％とした。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
【００５８】
（ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％）
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物の微細化による靭性向上および／または耐酸化性の向上の観点から必要に応じて添加される場合がある。ＲＥＭによる効果は、０．００１％以上含有させることで発現する。このことから、ＲＥＭ含有量の下限を０．００１％とした。しかしながら、ＲＥＭを０．０５％超含有させると、鋳造性が著しく悪くなる他、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制により靭性を低下させる。このことからＲＥＭ含有量の上限を０．０５％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は０．００５〜０．０１％が望ましい。
ＲＥＭは、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。これらの元素は、単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
【００５９】
（Ｇａ：０．０００２〜０．１％）
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため添加してもよい。硫化物や水素化物形成による靭性への悪影響から、Ｇａ含有量の下限は０．０００２％、上限は０．１％とする。さらに、製造性やコストの観点ならびに、粗熱延再結晶促進の観点から、Ｇａ含有量は０．０００５〜０．０５％が好ましい。
【００６０】
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
【００６１】
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の板厚は５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下である。板厚が５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下、好ましくは７．０ｍｍ以上９．０ｍｍ以下であると、自動車フランジ部品の素材として好適である。板厚が厚い程、靱性が低下するため、板厚は８．０ｍｍ以下であることが、より好ましい。板厚は、フランジの用途に応じて、５．０ｍｍ以上１０．０ｍｍ以下の範囲内で適宜選択できる。
【００６２】
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）の組織が未再結晶展伸粒を５０％以上含む。このような熱延鋼板は、多くの変形帯を内包しており、変形帯が衝撃破壊に際しての亀裂の伝播抵抗となるため、優れた靱性が得られる。Ｌ断面の組織は、Ｃ断面の組織に比べて圧延方向に展伸した結晶粒の観察に適している。板厚が８ｍｍ以上の熱延鋼板において高い靭性を得るためには、Ｌ断面の組織が未再結晶展伸粒を７０％以上含むことが好ましく、１００％であってもよい。
【００６３】
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、Ｌ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍ以下である。未再結晶展伸粒の短径の最大値が２５０μｍを超えると、熱延鋼板の靭性が不足する。未再結晶展伸粒の短径の最大値は、熱延鋼板の靭性を向上させるために、１５０μｍ以下であることが好ましい。
【００６４】
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、シャルピー衝撃試験におけるエネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であることが好ましい。ＴｒＥが５０℃以下であると、熱延鋼板を巻き取った熱延コイルの展開および通板時、フランジを製造する際の打ち抜きやプレス成型時における割れ感受性を充分に低減でき、自動車フランジ部品の素材として特に好適である。
【００６５】
次に、熱延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板は、製鋼後、熱間圧延を行うことによって製造する。
「製綱」
製鋼としては、上述した必須成分および必要に応じて含有される成分を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行うことにより溶鋼とする方法を用いることが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（例えば、連続鋳造法）に従ってスラブとする。
【００６６】
「熱間圧延」
次に、スラブを所定のスラブ加熱温度に加熱し、例えば、連続圧延法で所定の板厚に熱間圧延する。
本実施形態の製造方法では、熱間圧延において、粗熱延工程と、仕上げ熱延工程と、水冷工程と、巻取工程とをこの順に行う。
【００６７】
粗熱延工程では、熱延加熱温度（スラブ加熱温度）を１１４０℃以上１２７０℃以下、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延を行う。熱延加熱炉内におけるスラブの温度は、数十度の変動幅が存在する場合がある。このため、本実施形態では、熱延加熱温度をスラブ表面の平均温度で管理する。
【００６８】
本実施形態では、熱延加熱温度が上記範囲内であるため、再結晶が促進される。なお、熱延加熱温度が上記範囲内であれば、熱延加熱温度をスラブの高温強度から許容されるぎりぎりの高温とすることが可能である。しかし、熱延加熱温度が上記範囲を超えると、加熱時に異常酸化が生じたり、スラブが垂れること等による熱延疵が発生したりする恐れがある。また、熱延加熱温度が上記範囲未満であると、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板に未再結晶組織が残存するため、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板の未再結晶展伸粒が粗大となる。その結果、板厚が５ｍｍ以上の熱延鋼板において、十分な靭性が得られない。
【００６９】
熱延加熱温度が高温である程、粗熱延時の再結晶による結晶粒の微細化が促進される。しかし、熱延加熱温度が高すぎると、熱延加熱炉内のスラブが自重により垂れて変形（クリープ変形）して撓み、熱延疵が発生しやすくなる。また、熱延加熱温度が１２７０℃を超えると、熱延パス間の粒成長が極端に進む。このため、熱延加熱温度は１２７０℃以下とする。熱延加熱温度は、１２５０℃以下であることが望ましい。また、熱延加熱温度が１１４０℃未満では、再結晶が極端に遅延する。このため、熱延加熱温度は１１４０℃以上とする。熱延加熱温度は、１１５０℃以上であることが望ましい。
【００７０】
また、粗熱延は主にリバース圧延である。このため、スラブの組成によっては、パス間で回復が生じ、再結晶による結晶粒の微細化が起こりにくくなる。したがって、全ての鋼種（成分）について無闇に高温加熱を適用すべきではない。
本実施形態では、熱延加熱温度が、スラブの成分から計算される１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）を満たす。このため、鋼種（ＣｒとＭｏの含有量）に適した熱延加熱温度となり、再結晶による結晶粒の微細化が十分に促進される。
【００７１】
本実施形態では、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を３０℃以上８０℃以下昇温させてから仕上げ熱延を行う。このことにより、再結晶による結晶粒の微細化が十分に促進され、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板の組織が十分に微細化される。その結果、熱延鋼板のＬ断面組織における未再結晶展伸粒の短径の最大値が小さくなる。上記の昇温する温度が３０℃未満であると、粗熱延板を昇温させることによる再結晶が十分に促進されない。このため、粗熱延板を３０℃以上昇温する必要があり、４０℃以上昇温することが好ましい。一方、上記の昇温する温度が８０℃を超えると、粗熱延板の再結晶粒の成長が極度に進み、仕上げ熱延開始段階の粗熱延板の組織が粗大となる。このため、粗熱延板を昇温する温度を８０℃以下とし、７０℃以下とすることが好ましい。
【００７２】
粗熱延工程後、仕上げ熱延開始前の粗熱延板を昇温させる方法としては、特に限定されるものではなく、例えば、誘導加熱装置などを用いることができる。
【００７３】
仕上げ熱延工程は、粗熱延工程で得られた粗熱延板を３０℃以上８０℃以下昇温させてから、８５０℃以上の熱延仕上げ温度で仕上げ熱延する。熱延仕上げ温度を８５０℃以上、好ましくは８８０℃以上とすることで、仕上げ熱延後の熱延板の表層部に微細な再結晶組織を造る事ができるとともに、靭性のバラツキが軽減された熱延鋼板が得られる。
【００７４】
仕上げ熱延工程では、粗熱延工程で得られた粗熱延板の再結晶粒が圧延されて展ばされる。仕上げ熱延工程は、再結晶を促進するには温度が低く、短時間であるため、ほとんど再結晶しない。したがって、仕上げ熱延板の組織は未再結晶展伸粒が主体となる。
【００７５】
本実施形態の冷却工程における冷却方法は、水冷であってもよいし、空冷であってもよく、水冷と空冷の両方を用いてもよい。
冷却工程において、水冷と空冷の両方を行う場合、例えば、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を一定時間空冷した後、巻取温度まで水冷する方法が挙げられる。
【００７６】
冷却工程が空冷する工程を含む場合、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷することが好ましい。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を空冷する時間は、２．０秒以上であることがより好ましい。仕上げ熱延工程では、粗熱延板の表層部に大きな歪が加わえられる。このため、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板の表層近傍では、部分的に再結晶が起こる。仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を１．５秒以上空冷することで、仕上げ熱延板組織の再結晶が促進される。このため、Ｌ断面組織の一部が再結晶組織である熱延鋼板が得られやすくなり、熱延鋼板の靭性が更に向上する。仕上げ熱延板組織の再結晶は、熱延仕上げ温度を高くすることにより促進できる。
【００７７】
空冷する時間が１．５秒未満であると、仕上げ熱延後の仕上げ熱延板の組織の再結晶を促進する効果が十分に得られない。空冷する時間が長い程、仕上げ熱延板の組織における再結晶が促進される。なお、冷却工程が、空冷のみである場合でも、仕上げ熱延板の組織の再結晶率が３０％を超えることはなく、熱延鋼板のＬ断面組織は未再結晶展伸粒を５０％以上含むものとなる。
【００７８】
本実施形態の巻取工程では、冷却工程後の仕上げ熱延板を、６５０℃以下の巻取温度で巻き取る。巻取温度が６５０℃超であると、靭性低下をもたらす析出物の生成および／または４７５℃脆性によって低靭化する。また、巻取温度が６５０℃以下であると、粗熱延板の微細な再結晶組織を、仕上げ圧延で展伸して歪を蓄積させて得た仕上げ熱延板の組織が、粗大な再結晶組織となることを抑制できる。このため、巻取温度の上限を６５０℃とする。しかしながら、巻取温度が過度に低いと、コイル形状が不良になる。このため、巻取温度の下限を２００℃とすることが好ましい。更に、形状安定性、酸洗性を考慮すると、巻取温度は、４００〜５５０℃が望ましい。
以上の熱間圧延を行うことにより、熱延鋼板（熱間圧延コイル）が得られる。
【００７９】
本実施形態では、熱間圧延後に得られた熱延鋼板に対して、酸洗、焼鈍、調質圧延、表面研削のうちいずれか１以上の工程を行っても構わない。酸洗、焼鈍、調質圧延、表面研削の方法としては、従来公知の方法を用いることができる。
例えば、熱延鋼板を焼鈍する場合、連続焼鈍設備を用いて通常行われる８００〜１０００℃の範囲で行うことが好ましい。焼鈍炉の設定温度や通板速度は、板厚等に応じて適宜変更できる。熱延鋼板を焼鈍する場合、焼鈍後に得られる熱延焼鈍板の平均結晶粒径が６０μｍ以下になるように焼鈍条件を調整することが好ましい。これにより、熱延鋼板と同等の靱性を有する熱延焼鈍板となる。
例えば、熱延鋼板または熱延焼鈍後を酸洗する場合、硫酸、硝弗酸等の公知の酸液を用いることができる。また、ショットブラスト、ベンディング、ブラシ等のメカニカルデスケール方法を用いてもよい。
【００８０】
本発明のフランジ用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は、上述した実施形態に限定されない。
例えば、スラブ厚さなどを適宜設計できる。また、巻き取り後の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を水冷プールに浸漬しても構わない。
【実施例】
【００８１】
「実験例１」
表１または表２に示す成分の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブとした。表１または表２の「その他の元素」の欄において、元素記号の前の数値は、その元素の質量％での含有量を表す。
次に、熱延加熱温度を１１４０〜１２５０℃、且つ、１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）とする粗熱延工程を行った。次いで、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を、誘導加熱装置を用いて５０℃昇温してから仕上げ熱延工程を行った。仕上げ熱延工程は、８６０℃の熱延仕上げ温度で行った。そして、仕上げ熱延直後から仕上げ熱延板の水冷を開始し、６３０℃の巻取温度で巻き取り、表３または表４に示す板厚の実施例１〜２０、比較例１〜２６の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を得た。
【００８２】
【表１】
0006550325.tif 000002
【００８３】
【表２】
0006550325.tif 000003
【００８４】
【表３】
0006550325.tif 000004
【００８５】
【表４】
0006550325.tif 000005
【００８６】
実施例１〜２０、比較例１〜２６の各熱延鋼板における圧延方向に平行な断面全厚みの組織を、任意の位置で５視野観察し、５視野中の全ての展伸粒について、厚み方向に最も長い径（短径）を測定した。そして、全ての展伸粒の短径うち、最も長い短径を熱延鋼板の短径の最大値とした。その結果を表３または表４に示す。
【００８７】
短径の最大値を測定するために観察した各熱延鋼板それぞれの５視野について、それぞれ再結晶粒（等軸粒）の体積分率をポイントカウント法により算出し、その平均値を再結晶率（％）とした。その結果を表３または表４に示す。
【００８８】
実施例１〜２０、比較例１〜２６の各熱延鋼板を用いて、それぞれシャルピー衝撃試験片を作成し、シャルピー衝撃試験を行ってエネルギー遷移温度ＴｒＥを求めた。その結果を表３または表４に示す。
【００８９】
表３に示す実施例１〜２０の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であり、優れた靭性を有していた。
これに対し、表４に示す比較例１〜７、９〜２６の熱延鋼板は、鋼の成分が本発明の範囲外であるため、展伸粒の短径の最大値が本発明の範囲外であった。このため、比較例１〜７、９〜２６の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
また、比較例８は、板厚が厚いため、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
【００９０】
「実験例２」
表１に示す成分の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブとした。次に、熱延加熱温度を表５または表６に示す温度とする粗熱延工程を行った。表５または表６に示す計算温度は、下記式により算出した温度である。
１０２０℃＋１１（Ｃｒ＋３Ｍｏ）±２０℃（式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。）
【００９１】
次いで、粗熱延工程で得られた粗熱延板（粗バー）を、誘導加熱装置を用いて昇温させてから仕上げ熱延工程を行った。粗熱延板の昇温温度を表５または表６に示す。仕上げ熱延工程は、８００〜９５０℃の熱延仕上げ温度で行った。実施例２１〜４０においては、８５０〜９５０℃の熱延仕上げ温度で行った。そして、仕上げ熱延直後の仕上げ熱延板を、表５または表６に示す再結晶時間空冷してから水冷し、表５または表６に示す巻取温度で巻き取り、表５または表６に示す板厚の実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の熱延鋼板（熱間圧延コイル）を得た。
【００９２】
【表５】
0006550325.tif 000006
【００９３】
【表６】
0006550325.tif 000007
【００９４】
実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の各熱延鋼板について、「実験例１」と同様にして、展伸粒の短径の最大値と、再結晶率と、エネルギー遷移温度ＴｒＥとを求めた。その結果を表５または表６に示す。
また、実施例２１〜４０、比較例２７〜３６の各熱延鋼板の表面を目視観察し、熱延疵の発生の有無を調べた。その結果を表５または表６に示す。
【００９５】
表５に示す実施例２１〜４０の熱延鋼板は、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃以下であり、優れた靭性を有していた。また、実施例２１〜４０の熱延鋼板では、熱延疵が発生しなかった。
これに対し、表６に示す比較例２７〜３６の熱延鋼板は、展伸粒の短径の最大値が本発明の範囲外であるため、エネルギー遷移温度ＴｒＥが５０℃超となり、靭性が不足していた。
また、比較例３０、３１、３４は、熱延加熱温度が本発明の範囲外であるため、表面に熱延疵が発生した。
【産業上の利用可能性】
【００９６】
以上の説明から明らかな様に、本発明により、靭性に優れた板厚５ｍｍ以上のフランジ用フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を提供できる。本発明の熱延鋼板は、優れた靱性を有しているため、熱延鋼板の製造時および熱延鋼板を用いたフランジの製造時における割れを防止できる。本発明の熱延鋼板は、特に、自動車フランジ部品、二輪用フランジ部品などの素材として好適である。本発明の熱延鋼板を用いた自動車フランジ部品および二輪用フランジ部品は、信頼性を確保でき、社会的貢献度を高めることが可能となり、産業上極めて有益である。
【図１】
0006550325.tif 000008
【図２】
0006550325.tif 000009
【図３】
0006550325.tif 000010