(57)【要約】【課題】製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】適量のＣ、Ｎ、Ｃ＋Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔｉを含有し、１００×Ｐ＋Ｍｏ≦３．５、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦０．５を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶粒度番号が７〜１０番であり、下記式（１）、（２）を満足することを特徴とする製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。｛Ｅｌ（Ｌ）＋２Ｅｌ（Ｄ）＋Ｅｌ（Ｃ）｝／４≧２５％・・・（１）、（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４≧１．５・・・（２）。ここで、Ｅｌ（Ｌ）、Ｅｌ（Ｄ）、Ｅｌ（Ｃ）は、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向の破断伸び、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣは、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向のランクフォード値である。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０１％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０２％、
Ｃ＋Ｎ：０．０２％以下、
Ｓｉ：０．２％以下、
Ｍｎ：０．２％以下、
Ｐ  ：０．００５超〜０．０２％、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｍｏ：１．０〜２．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．３％以下、
を含有し、
１００×Ｐ＋Ｍｏ≦３．５％、
Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦０．５％
を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶粒度番号が７〜１０番であり、下記式（１）及び（２）を満足することを特徴とする製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
｛Ｅｌ（Ｌ）＋２Ｅｌ（Ｄ）＋Ｅｌ（Ｃ）｝／４≧２５％  ・・・  （１）
（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４≧１．５                    ・・・  （２）
ここで、
Ｅｌ（Ｌ）、Ｅｌ（Ｄ）、Ｅｌ（Ｃ）は、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向の破断伸び［％］、
ｒＬ、ｒＤ、ｒＣは、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向のランクフォード値［−］
である。
【請求項２】
質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｖ  ：０．２％以下
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｂ：  ０．０００３〜０．００５％
を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋１００×Ｂ≦０．５％を満足することを特徴とする請求項３記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
板厚が１．５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【請求項６】
請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼を溶解、鋳造し、鋳塊又は鋳片を、熱間圧延、冷間圧延し、８００〜９００℃で、３０〜１８０ｓ保持する最終焼鈍を行うことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項７】
熱間圧延開始温度を１２００〜１３００℃とし、熱間圧延終了温度を、８５０〜９５０℃として前記熱間圧延を行った後、水冷し、６００℃以下で巻取ることを特徴とする請求項６記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋳塊又は鋳片を１２００〜１３００℃に加熱して熱間圧延することを特徴とする請求項６又は７記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有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】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、エキゾーストパイプ、マフラー等の自動車排気系部材及びフューエルパイプ等の自動車燃料系部材に用いられる高加工性フェライト系ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境への負荷を低減するために、自動車の燃費向上が図られるようになり、排気ガスの高温化に伴い、排気系材料として優れた耐食性、耐酸化性を有し、比較的安価であるフェライト系ステンレス鋼が適用されてきた。更に、自動車排気系部材の軽量化のために複雑な形状に加工することが必要になり、加工性の向上が要求されている。
【０００３】
フェライト系ステンレス鋼の加工性は、通常、最終焼鈍の温度の上昇とともに向上する。これは、最終焼鈍により再結晶及び粒成長が十分に進行するためである。しかし、最終焼鈍を高温で行うと、酸化スケールが強固になり、酸洗性が劣化することがある。
【０００４】
特に、耐食性、高温特性を向上させるためにＭｏを添加したフェライト系ステンレス鋼は再結晶温度が高く、加工性を向上させるために高温で最終焼鈍を行うと、酸洗性が劣化して製造コストが増大する。
【０００５】
このような問題に対して、高純化、特に、Ｃ、Ｎの低減によって加工性を向上させたフェライト系ステンレス鋼が、特許文献１に開示されている。
【０００６】
さらに、最終焼鈍を７５０〜８５０℃で行っても良加工性が得られるフェライト系ステンレス鋼の製造方法として、Ｃ、Ｎを低減し、Ｔｉを添加して、かつ、熱間圧延（熱延という）後、７５０℃以上で巻取る方法が特許文献２に開示されている。
【０００７】
しかし、この方法では、Ｃ、Ｎ量を極めて低減しなければならないため、精錬時のコストが著しく上昇するだけでなく、熱延後、巻取り温度が高いために操業が安定しないという問題があった。
【０００８】
特許文献３には、Ｃ、Ｎを低減し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有する、ランクフォード値（ｒ値という）及び伸びに優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されており、特許文献４には、更に、ＳｉとＰの量を制限したフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
【０００９】
しかし、これらはＭｏを選択的に含有するものであり、また最終焼鈍を８００〜９００℃で行った場合のｒ値と伸びは開示されていない。
【００１０】
また、非特許文献１には、Ｃ、Ｎを低減した１７Ｃｒ−Ｔｉを含むフェライト系ステンレス鋼において、熱延の巻取り温度を高くすると、微細なＦｅＴｉＰが析出して再結晶が遅延し、これを回避するためには、Ｐ量の低減が有効であることが報告されている。
【００１１】
しかし、これはＣ＋Ｎが１００ｐｐｍ以下であり、１７Ｃｒ−Ｔｉを含むフェライト系ステンレス鋼の結果であり、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ及びＮｉの効果は不明であった。
【００１２】
【特許文献１】
特公平５−３６４９２号公報
【特許文献２】
特開平８−２９６０００号公報
【特許文献３】
特開２００２−１８０２０６号公報
【特許文献４】
特開２００２−３０２７４１号公報
【非特許文献１】
木村（Ｋ．Ｋｉｍｕｒａ）、他３名、「Ｔｉ添加高純度フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延における加熱及び巻取り温度の影響（ＩＮＦＬＵＥＮＣ          ＥＳ  ｏｆ  ＨＥＡＴＩＮＧ  ａｎｄ  ＣＯＩＬＩＮＧ  ＴＥＭＰＥＲＡＴＵＲＥＳ  ｏｎ  ＲＥＣＲＹＳＴＡＬＬＩＺＡＴＩＯＮ  ｄｕ          ｒｉｎｇ  ＨＯＴ−ＲＯＬＬＩＮＧ  ＰＲＯＣＥＳＳ  ｉｎ  Ｔｉ  ＡＤＤＥＤ  ＨＩＧＨ−ＰＵＲＩＴＹ  ＦＥＲＲＩＴＩＣ  ＳＴＡ          ＩＮＬＥＳＳ  ＳＴＥＥＬ）」、１９９９年ステンレス鋼国際会議予稿集  科学及び市場（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ  ｏｆ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｃｏｎｇｒｅｓｓ  ｏｎ  Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ  Ｓｔｅ          ｅｌ  ‘９９  ＳＩＮＥＮＣＥ  ＡＮＤ  ＭＡＲＫＥＴ）、イタリア（ＩＴＡＬＹ）、イタリア金属学会（ＡＳＳＯＳＩＡＺＩＯＮＥ  ＩＴＡＬＬＩＡＮＡ  ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＡ）、１９９９、第２巻、ｐ．７７
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、自動車排気系部材及び自動車燃料系部材に用いられる、製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供するものである。なお、本発明において、製造性に優れるとは、８００〜９００℃の範囲で最終焼鈍を行っても、加工性が良好であり、最終焼鈍後の脱スケールが容易であることをいう。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼に含まれる各元素が再結晶特性及び加工性に与える影響について検討し、Ｃｒ、Ｍｏ以外の固溶元素Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕをできるだけ低減し、ＭｏとＰを特定範囲に制限することにより、焼鈍温度を高めることなく高加工性が得られることを見出し、更に成分、製造方法を詳細に検討し、本発明を完成させた。
【００１５】
本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１６】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０１％、    Ｎ  ：０．００５〜０．０２％、
Ｃ＋Ｎ：０．０２％以下、          Ｓｉ：０．２％以下、
Ｍｎ：０．２％以下、              Ｐ  ：０．００５超〜０．０２％、
Ｓ  ：０．０１％以下、            Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｃｕ：０．３％以下、              Ｎｉ：０．３％以下、
Ｍｏ：１．０〜２．０％、          Ａｌ：０．００１〜０．１％以下、
Ｔｉ：１０×（Ｃ＋Ｎ）〜０．３％以下
を含有し、
１００×Ｐ＋Ｍｏ≦３．５％、      Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦０．５％
を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、結晶粒度番号が７〜１０番であり、下記式（１）及び（２）を満足することを特徴とする製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
｛Ｅｌ（Ｌ）＋２Ｅｌ（Ｄ）＋Ｅｌ（Ｃ）｝／４≧２５％  ・・・  （１）
（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４≧１．５                    ・・・  （２）
ここで、Ｅｌ（Ｌ）、Ｅｌ（Ｄ）、Ｅｌ（Ｃ）は、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向の破断伸び［％］、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣは、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°の方向のランクフォード値［−］である。
【００１７】
（２）  質量％で、
Ｎｂ：  ０．２％以下、            Ｖ  ：  ０．２％以下
の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【００１８】
（３）  質量％で、
Ｂ：  ０．０００３％〜０．００５％
を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【００１９】
（４）  質量％で、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋１００×Ｂ≦０．５％を満足することを特徴とする前記（３）記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【００２０】
（５）  板厚が１．５ｍｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（４）の何れかに記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板。
【００２１】
（６）  前記（１）〜（４）の何れかに記載の鋼を溶解、鋳造し、鋳塊又は鋳片を、熱間圧延、冷間圧延し、８００〜９００℃で、３０〜１８０ｓ保持する最終焼鈍を行うことを特徴とする前記（１）〜（５）の何れかに記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２２】
（７）  熱間圧延開始温度を１２００〜１３００℃とし、熱間圧延終了温度を、８５０〜９５０℃として前記熱間圧延を行った後、水冷し、６００℃以下で巻取ることを特徴とする前記（６）記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２３】
（８）  前記鋳塊又は鋳片を１２００〜１３００℃に加熱して熱間圧延することを特徴とする前記（６）又は（７）記載の製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明者は、８００〜９００℃の範囲で最終焼鈍を行っても、加工性が良好なＭｏ含有フェライト系ステンレス鋼を開発するために、再結晶挙動に及ぼす成分元素の影響を詳細に調査した。その結果、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ及びＮｉの添加量を減少させると再結晶温度が低下することがわかった。
【００２５】
さらに、不純物であるＰに注目し、１７Ｃｒ−１．５Ｍｏ−Ｔｉを含有するフェライト系ステンレス鋼のＰ量を０．０３％及び０．０１５％とし、伸び、ｒ値に及ぼす焼鈍温度の影響について検討を行った。
【００２６】
伸びの評価は、破断伸びの平均値ＥＬ［％］を指標として行った。ＥＬ［％］は、鋼板の板面内において、圧延方向に対して０°の方向（Ｌ方向という）、４５°の方向（Ｄ方向という）、９０°の方向（Ｃ方向という）の破断伸び、Ｅｌ（Ｌ）、Ｅｌ（Ｄ）、Ｅｌ（Ｃ）により、ＥＬ＝｛Ｅｌ（Ｌ）＋２Ｅｌ（Ｄ）＋Ｅｌ（Ｃ）｝／４として計算したものである。
【００２７】
また、ｒ値についても同様に、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向のランクフォード値、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣにより、Ｒ＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４として計算した平均値Ｒ［−］によって評価した。
【００２８】
引張試験片は、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向を長手とし、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠した１３Ｂ号試験片とした。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、ｒ値の測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に準拠して行った。
【００２９】
焼鈍温度に対するＥＬ、Ｒを、それぞれ図１及び図２に示すが、Ｐ量が０．０３％のものを●、０．０１５％のものを○で示した。Ｐを０．０１５％に低減すると、焼鈍温度が８００℃以上で、ＥＬ、Ｒが向上する。
【００３０】
一方、Ｐ量が０．０３％の場合、焼鈍温度が９００℃までは、ＥＬ、Ｒが低く、９５０℃になると著しく増加して、Ｐ量が０．０１５％のものと同等になることがわかる。
【００３１】
即ち、Ｐを０．０３％含有する鋼は、焼鈍温度が９００℃以下では、再結晶及び粒成長が抑制されて、ＥＬ、Ｒは向上しない。これに対し、Ｐの含有量を０．０１５％に低減した鋼は、８００〜９００℃で焼鈍を行えば、再結晶及び粒成長が十分に進行して、ＥＬ、Ｒが良好になることがわかった。
【００３２】
Ｐ量の増加により再結晶及び粒成長が抑制される理由は、熱延時に生じた微細なＦｅＴｉＰの析出によるものと考えられる。
【００３３】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００３４】
Ｃは、鋼中に含まれる不可避的不純物であり、加工性、耐食性を劣化させるため、できるだけ低減することが好ましい。また、Ｃを炭化物として固定するＴｉの添加量を低減するためには、Ｃの含有量の上限を０．０１％とすることが必要である。Ｃ量を０．００３％未満にするには、精錬コストが増大するため、０．００３％を下限とした。
【００３５】
Ｎは、Ｃと同様に鋼中に含まれる不可避的不純物であり、０．０２％超を含有すると、加工性及び溶接性が低下するため、Ｎ含有量の上限を０．０２％とした。下限は低い方が好ましいが、Ｎを０．００５％未満に低減するには精錬コストが増大するため、Ｎ含有量の下限を０．００５％とした。
【００３６】
さらに、Ｃ＋Ｎ量が０．０２％を超えると加工性が低下するため、上限を０．０２％とした。Ｃ＋Ｎの下限は、Ｃ及びＮのそれぞれの下限の限定と同様に、精錬コストの観点から０．００３５％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｓｉは、０．２％を超えると加工性が低下するため、上限を０．２％とした。また、Ｓｉは耐酸化性を向上させる元素であり、０．０５％以上の添加が好ましい。
【００３８】
Ｍｎは、鋼中に不可避的不純物であり、０．２％超を含有すると加工性が低下するため、上限を０．２％とした。また、Ｍｎ量を０．０１％未満にするには、精錬コストが増大するため、好ましい下限は０．０１％である。
【００３９】
Ｐは、不可避的不純物であり低減することが好ましい。Ｐ量の低減は、本発明において極めて重要である。Ｐ含有量の上限を０．０２％とすることにより、Ｍｏを含有するフェライト系ステンレス鋼の再結晶温度が著しく低下する。これにより、最終焼鈍の温度を８００〜９００℃としても、十分な高加工性を得ることができる。
【００４０】
Ｐは、精錬によって低減することが技術的に困難であり、高純度の原料を使用する必要がある。そのため、０．００５％以下にするには製造コストが増大するため、０．００５％超をＰ含有量の下限とした。なお、Ｐ量の好ましい下限は０．０１％である。
【００４１】
Ｓは、不可避的不純物であり、０．０１％超を含有するとＭｎＳが生成し、耐食性が低下するため０．０１％を上限とした。Ｓ量は低いほど良いが、０．０００１％未満にするには精錬のコストが増大するため、下限を０．００１％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｃｒは、耐食性、耐酸化性を向上させる元素であり、十分な効果を得るには、１６％以上のＣｒの添加が必要である。しかし、Ｃｒを２０％超添加すると加工性を著しく損なうため、２０％を上限とした。
【００４３】
Ｃｕ及びＮｉは、０．３％超を含有すると加工性が低下するため、上限を０．３％とした。一方、Ｃｕ及びＮｉの下限については、耐食性を向上させる元素であるため、０．０１％以上の添加が好ましい。
【００４４】
Ｍｏは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｏは、耐食性及び高温特性を向上させる元素であるが、含有量が１．０％未満では効果が不十分である。一方、２．０％超のＭｏの添加により、再結晶温度が上昇し、加工性が低下する。そのため、１．０〜２．０％の範囲で添加することが必要である。
【００４５】
Ａｌは脱酸材として非常に有効であり、０．００１％以上の添加が必要である。しかし、０．１％超の添加により、加工性が劣化することから、０．１％を上限とした。
【００４６】
Ｔｉは、Ｃ、Ｎを炭窒化物として固定し、加工性及び耐粒界腐食性を向上させる非常に有用な元素である。この効果を発現するには、ＴｉをＣとＮの合計量の１０倍以上添加することが必要である。
【００４７】
しかし、本発明鋼においてはＣ＋Ｎ量の上限を０．０２％以下に制限しているため、Ｔｉを０．３％超添加すると固溶Ｔｉが増加して加工性を損なう。そのため、Ｔｉ量の上限を０．３％とすることが必要である。
【００４８】
さらに、本発明のＭｏ含有ステンレス鋼は、１００×Ｐ＋Ｍｏ≦３．５％及びＳｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ≦０．５％を満足することが必要である。ここで、Ｐ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕは、質量％で表した各元素の含有量である。これにより、最終焼鈍を８００〜９００℃で行っても、再結晶及び粒成長が十分に進行し、成形性を確保することができる。
【００４９】
必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上を添加してもよい。
【００５０】
Ｎｂ、Ｖは、Ｔｉと同様にＣ、Ｎを炭窒化物として固定し、加工性及び耐粒界腐食性を向上させる元素である。その効果を発現させるためには、Ｎｂは０．０１％以上、Ｖは０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｂ、Ｖは、０．２％超添加すると鋼に固溶し、再結晶温度を上昇させ、加工性を劣化させる。したがって、Ｎｂ、Ｖの添加量の上限を、０．２％とすることが好ましい。
【００５１】
Ｂは、二次加工性を向上させる元素として有用であり、０．０００３％以上の添加が好ましい。しかし、多量に添加すると加工性を著しく低下させるため、０．００５％を上限とする。より好ましい範囲は、０．０００３〜０．００１５％である。
【００５２】
Ｂを含有する場合には、加工性を向上させるために、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋１００×Ｂ≦０．５％を満足することが好ましい。なお、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂは、質量％で表した各元素の含有量である。
【００５３】
また、優れた加工性を発現するためには、ミクロ組織において、十分に再結晶及び粒成長が進行した組織とする必要がある。そのため、ミクロ組織の結晶粒度番号を７〜１０番とした。結晶粒度番号が７番未満であると、結晶粒が大きすぎて、加工時に肌荒れを引き起こし、１０番を超えると粒成長が十分でないために加工性が劣化する。
【００５４】
結晶粒度番号の測定は、Ｌ方向の板厚断面を観察面として試験片を採取し、鏡面研磨、エッチングして、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠して行えばよい。また、Ｄ方向、Ｃ方向の板厚断面においても同様に結晶粒度番号を測定し、Ｌ方向とＣ方向、又はＬ方向、Ｄ方向、Ｃ方向の結晶粒度番号の単純平均値としてもよい。
【００５５】
さらに、伸び、ｒ値については、Ｌ方向、Ｄ方向及びＣ方向の測定値の面内異方性を考慮した平均値、それぞれＥＬ［％］、Ｒ［−］を規定する。伸びの平均値ＥＬを２５％以上、ｒ値の平均値Ｒを１．５以上とすることにより、加工性が良好になる。
【００５６】
ＥＬが２５％未満、Ｒが１．５未満であると、厳しい加工条件では割れを生じ易い。ＥＬ、Ｒの上限は規定しないが、ＥＬを４０％超、Ｒを２．５超とするためには、製造コストが著しく増大する。ＥＬ、Ｒの好ましい上限は、３５％以下、２．０以下である。
【００５７】
なお、引張試験片は、Ｌ方向、Ｄ方向及びＣ方向を長手とし、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して採取し、引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して、ｒ値の測定は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に準拠して行えばよい。
【００５８】
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、最終焼鈍を８００〜９００℃で行っても加工性に優れるため、板厚が１．５ｍｍ以下の薄い鋼板の製造には極めて効果的である。これは、１．５ｍｍ以下の鋼板を連続焼鈍する場合、焼鈍温度が９００℃超であると、鋼板が破断し易くなるためである。
【００５９】
しかし、板厚が０．１ｍｍ未満になると、板厚が薄すぎて板破断を非常に生じ易くなる。そのため、板厚の下限を０．１ｍｍ以上とすることが好ましい。
【００６０】
次に、製造方法について説明する。本発明のＭｏ含有フェライト系ステンレス鋼の製造工程は、溶解、鋳造、熱延、冷間圧延（冷延という）及び焼鈍からなる。鋳造により、鋳塊又は鋳片とする。即ち、転炉又は電気炉等で溶製し、鋳造した鋳塊又は鋳片を熱延し、熱延板焼鈍を行うことなく冷延し、最終焼鈍後、酸洗し、本発明の鋼板を製造する。
【００６１】
最終焼鈍温度は８００〜９００℃で行うことが必要である。これは、焼鈍温度が８００℃未満では、再結晶及び粒成長が十分に進行せず、加工性が不十分であり、一方９００℃超では、酸化スケールが強固になり酸洗性が劣化し、さらに、板厚が１．５ｍｍ以下の場合は、鋼板が破断し易くなるためである。
【００６２】
最終焼鈍の保持時間は、３０〜１８０ｓとすることが必要である。これは、保持時間が３０ｓ未満であると焼鈍後の材質が不均一になり易く、１８０ｓを超えると、通板速度が低下して生産性を損ない、スケールが強固となり酸洗性が劣化するためである。
【００６３】
最終焼鈍以外の製造条件は、以下のようにすることが好ましい。
【００６４】
熱延時の鋳塊または鋳片の加熱温度は１２００〜１３００℃であることが好ましい。熱延の開始温度が１２００℃未満であると、線状疵が増加し、製品歩留まりを低下させる。また、熱延の開始温度が１３００℃超では、スケールが強固になり酸洗性を損なう。
【００６５】
熱延の開始温度は、熱延の開始温度が１２００℃未満であると、線状疵が増加し、製品歩留まりを低下させる。また、熱延の開始温度が１３００℃超では、スケールが強固になり酸洗性を損なう。従って、熱延の開始温度は、１２００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。
【００６６】
熱延の終了温度は、８５０℃未満であると、線状疵が増えるとともに、鋼板の変形抵抗が大きくなるため、熱延ロールへの負荷が増大して寿命を低減させる。また、熱延終了温度を９５０℃超にするためには、熱延中に鋼板の温度低下を防止する設備が必要であり、製造コストが高くなる。従って、熱延の終了温度を、８５０〜９５０℃とすることが好ましい。
【００６７】
熱延後、水冷し、６００℃以下で巻取ることが好ましい。これは、水冷後の巻取り温度が６００℃超では、熱延コイルの先端部と後端部で巻取り後の冷却速度に差が生じ、析出挙動等が変化するため、コイル材質を長手方向に一定にすることが困難となるためである。
【００６８】
また、巻取り温度を３００℃未満にするためには水冷時間を長くする必要があり、生産性が低下することがある。従って、巻取り温度の好ましい下限は、３００℃である。
【００６９】
冷延の条件としては、圧下率を７０％以上とすることが好ましい。これは、冷延の圧下率が７０％未満であると、最終焼鈍時の再結晶が遅延し、必要な加工性が得られ難くなるためである。また、圧下率が９５％を超えると、加工性が劣化し、冷延ロールへの負荷が大きくなり、ロール寿命を低下させる。従って、圧下率の好ましい上限は９５％である。
【００７０】
なお、ここで、圧下率とは、熱延板の板厚と冷延後の冷延板の板厚の差を熱延板の板厚で除した値を百分率で表したものとしている。
【００７１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製、鋳造し、鋳片を熱延して板厚３ｍｍの鋼板とした。
【００７２】
【表１】
2004307901.tif 000002
【００７３】
鋳片の加熱温度は１２５０℃、熱延開始温度は１２００℃、熱延終了温度は８８０℃であった。その後、板厚１ｍｍまで冷延を行って、８５０℃で１分保持する焼鈍を行い、酸洗して供試鋼とした。酸洗液は、硫酸、硫酸ナトリウム、硝酸ナトリウム、Ｎａ２ＳｉＦ６の混酸とし、正と負の電界を交互にかける交番電界酸洗法によって行った。
【００７４】
これらの供試鋼を用いて、鋼板の圧延方向における中央部から試験片を採取し、粒度測定と常温引張試験を行った。粒度測定は、供試鋼の板幅方向中央部から圧延方向の断面を観察面として小片を採取し、鏡面研磨、エッチングした組織観察試験片を、光学顕微鏡により１００倍に拡大して観察を行い、写真を撮影してＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠して行った。
【００７５】
引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して１３号Ｂ号試験片をＬ、Ｄ、Ｃ方向を長手として採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。伸びは、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向の破断伸びの面内異方性を考慮した平均値ＥＬ［％］で評価した。また引張試験と同様の試験片を用いて、ｒ値をＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に準拠して測定した。ｒ値も伸びと同様に平均値Ｒ［−］で評価した。
【００７６】
表２に、粒度、ＥＬ、Ｒを示す。表２には、Ｃ＋Ｎ、Ｔｉ／Ｃ＋Ｎ、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ、１００×Ｐ＋Ｍｏ、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋１００×Ｂも示した。ここで、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｍｏ、Ｂは、質量％で表したそれぞれの元素の含有量である。なお、Ａ〜Ｋ、Ｐ、Ｑ鋼は、Ｂを含有しないため、Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋１００×Ｂの計算をせず、表中に”−”で示した。
【００７７】
【表２】
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【００７８】
Ａ〜Ｅ鋼はＰ量を変化させたものであり、本発明鋼であるＢ〜Ｄ鋼は、結晶粒度も７〜１０番の範囲内にあり、ＥＬは２５％以上、Ｒは１．５以上を示し、優れた加工性を示している。Ａ鋼は、Ｐ量が０．００５％と極めて少ないため優れた加工性を示しているが、製鋼コストが高いため、本発明の範囲外とした。Ｅ鋼はＰ量が０．０３％と高いため、粒成長が不十分であり、ＥＬ、Ｒが低く、加工性が不十分である。
【００７９】
Ｆ〜Ｉ鋼はＭｏを変化させたものであり、本発明鋼であるＧ〜Ｈ鋼は、結晶粒度が７〜１０番の範囲内にあり、ＥＬが２５％以上、Ｒは１．５以上であり、優れた加工性を示している。Ｆ鋼も優れた加工性を示しているが、Ｍｏ量が０．４％と低く、耐酸化性に劣るため、本発明の範囲外とした。Ｉ鋼はＭｏ量が２．５％と高いため、粒成長が不十分であり、ＥＬ及びＲが低く、加工性が不十分である。
【００８０】
Ｊ鋼、Ｋ鋼はＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの総和量を変えたもので、本発明であるＪ鋼は優れた加工性を示すが、比較例であるＫ鋼は、粒成長不十分で、加工性に劣る。Ｌ〜Ｓ鋼は選択元素を加えた場合の本発明鋼であり、何れも結晶粒度、ＥＬが２５％以上、Ｒが１．５以上であり、加工性が優れている。
【００８１】
（実施例２）
表１のＣ、Ｅ鋼を、表３に示す条件で製造し、供試鋼とした。これらの供試鋼を用いて、粒度番号、ＥＬ［％］、Ｒ［−］を実施例１と同様にして測定した。なお、Ｎｏ．３２については、鋼板の圧延方向の中央部だけでなく、先端部及び後端部からも試験片を採取して、粒度番号、ＥＬ、Ｒを同条件で測定した。
【００８２】
【表３】
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【００８３】
表３に、粒度番号、ＥＬ、Ｒを示す。なお、熱延板の線状疵の有無を、外観の目視によって評価した。最終焼鈍後には酸洗を行い、スケール残りを目視で観察した。
【００８４】
鋼板の表面を目視し、全面が金属光沢を有すると判断できる場合をスケール残り無しとし、目視で金属光沢がない部分が観察できた場合や、着色による不均一な模様が観察された場合をスケール残り有りと判定した。
【００８５】
Ｎｏ．１９〜２８は、最終焼鈍温度だけを変化させたものである。Ｐが０．０１５％であり、最終焼鈍を８００〜９００℃の範囲で行ったＮｏ．２０〜２２鋼は、結晶粒度が本発明の範囲内であり、良好なＥＬ、Ｒを示す。
【００８６】
一方、Ｎｏ．１９は最終焼鈍温度が低いため、再結晶が不十分であり、結晶粒度が大きく、ＥＬ、Ｒが低い。
【００８７】
また、９５０℃で焼鈍したＮｏ．２３は、製造途中に板破断が発生したため、結晶粒度、ＥＬ、Ｒを測定することができず、表中の粒度番号、加工性に”−”と示した。Ｎｏ．２４〜２８は、Ｐ量が０．０３％と高いため、焼鈍温度９００℃までのＥＬ、Ｒが低いが、９２５℃になると、著しく増加する。
【００８８】
しかし、最終焼鈍を９２５℃で行ったＮｏ．２８は、酸洗後にスケール残りが発生した。
【００８９】
Ｎｏ．３０は、焼鈍時間が好ましい範囲よりも長いため、結晶粒径が粗大化し、また酸洗後のスケール残りも生じた。Ｎｏ．３１は熱延開始温度が、Ｎｏ．３３は、鋳片の加熱温度、熱延開始温度、熱延終了が好ましい範囲よりも低く、熱延板に線状疵が軽微ながら発生したため、手入れが必要であった。
【００９０】
Ｎｏ．３２は、熱延の巻取り温度が本発明の範囲よりも高く、鋼板の先端部と後端部で伸びが数％以上異なり、材質が不均一であった。
【００９１】
また、冷延板の板厚が好ましい範囲よりも厚く、冷延の圧下率が６０％であったＮｏ．３４は、ＥＬ、Ｒがやや低めであった。
【００９２】
【発明の効果】
本発明により、エキゾーストパイプ、マフラー等の自動車排気系部材及びフューエルパイプ等の自動車燃料系部材に用いられる製造性に優れた高加工性Ｍｏ含有フェライト系ステンレス鋼板を比較的安価に提供することができ、工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＥＬに及ぼす焼鈍温度、Ｐ量の影響を示す図である。
【図２】Ｒに及ぼす焼鈍温度、Ｐ量の影響を示す図である。
【図１】
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【図２】
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