(57)【要約】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、板厚中心領域部のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が２以上であることを特徴とするＣｒ含有耐熱鋼板。
2004053171.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、板厚中心領域部のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が２以上であることを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％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の範囲１に記載の加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％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の範囲１または２に記載の加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を９００〜１０００℃に加熱した後、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を再結晶させた後、９００〜１０００℃で６０ｓｅｃ以上保持し、次いで、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を７５０〜９５０℃で１〜３０時間保持し、次いで、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  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として最適な加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】  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。上記部材は、素材鋼板をプレス加工して製造されるので、素材鋼板には、プレス成形性が求められる。
一方、上記部材の使用環境温度は、年々高温化し、これに対処するため、素材鋼板においては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂなどの合金添加量を増加して高温強度を高める必要が出てきた。
しかし、添加元素が増えると、単純な製法では、素材鋼板の加工性が落ちてしまい、素材鋼板をプレス成形できない場合があった。
素材鋼板において、プレス成形性の指標であるｒ値を高めるためには、冷延圧下率を大きくとることが有効であるが、上記排気系部材は、比較的厚い厚手材（厚さ１．５〜２ｍｍ程度）を素材鋼板として用いるので、冷延鋼板の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。
それ故、高温特性を損なわずに、プレス成形性の指標であるｒ値を高めて、上記問題の解決に資するため、成分組成や製造方法において、種々工夫がなされてきた。
従来、Ｃｒ含有耐熱鋼の加工性の向上には、例えば、特開平０９−２７９３１２号公報に開示されているように、成分組成を調整する手法が用いられているが、成分組成の調整だけでは、冷延圧下率を比較的低くして製造する厚手材において、プレス割れなどの問題を解決することができない。
また、特開２００２−３０３４６号公報には、熱延仕上開始温度、熱延仕上終了温度およびＮｂ含有量と、熱延板焼鈍温度との関係から最適な熱延板焼鈍温度を規定することが開示されているが、特に、Ｎｂ系析出物に関与する元素（Ｃ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏなど）の影響によっては、熱延板焼鈍温度の規定だけでは、十分な加工性が得られない場合がある。
さらに、特開平８−１９９２３５号公報には、熱延板を１時間以上時効処理する方法が開示されているが、この方法は、工業上の製造効率が著しく低いという欠点がある。
【発明の開示】
本発明の目的は、従来技術の課題を解決し、加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板とその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決するため、本発明者らは、Ｃｒ含有耐熱鋼板の加工性に関して、成分組成、製造過程における組織、および、組織中の析出物について、詳細な研究を行った。
上記課題を解決する本発明の要旨は、次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、板厚中心領域部のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が２以上であることを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を９００〜１０００℃に加熱した後、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
（５）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を再結晶させた後、９００〜１０００℃で６０ｓｅｃ以上保持し、次いで、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
（６）質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．０５〜０．６０％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜１９％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｎｂ：０．３〜１．０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％を含有し、さらに、必要に応じ、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％：Ｓｎ：０．０１〜１．００％の１種または２種以上、および／または、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００１％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、熱延加熱温度１０００〜１１５０℃、仕上圧延終了温度６００〜８００℃で熱延し、巻取温度５００℃以下で巻取り、次いで、巻取った熱延鋼板を７５０〜９５０℃で１〜３０時間保持し、次いで、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後、酸洗、冷延、焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板の製造方法。
【図面の簡単な説明】  図１は、製品板の｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）とｒ値の関係を示す図である。
図２は、スラブ加熱温度と製品板のｒ値の関係を示す図である。
図３は、熱延板焼鈍条件と製品板のｒ値の関係を示す図である。
図４は、熱延板焼鈍条件と製品板のｒ値の関係を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】  本発明について、詳細に説明する。
まず、本発明の成分組成に係る限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ｃは、加工性と耐食性を劣化させるので、その含有量は少ないほどよい。それ故、上限を０．０１０％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加を招くので、下限を０．００１％とした。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると、０．００２〜０．００５％が望ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として添加する場合があるが、固溶強化元素でもあるため、材質上、その含有量は少ないほどよい。それ故、上限を０．６０％とした。一方、耐酸化性を確保するため、下限を０．０１％とした。ただし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くので、下限は０．３０％が望ましい。さらに、材質を考慮すると、上限は０．５０％が望ましい。
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるので、材質上、その含有量は少ないほどよい。それ故、上限を０．６０％とした。一方、スケール密着性を確保するため、下限を０．０５％とした。ただし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くので、下限は０．３０％が望ましい。さらに、材質を考慮すると、上限は０．５０％が望ましい。
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であるので、材質上、その含有量は少ないほどよい。それ故、上限を０．０４％とした。ただし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くので、下限を０．０１％とした。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると、０．０２〜０．０３％が望ましい。
Ｓは、材質と耐食性の観点から少ないほどよい。それ故、上限を０．０１００％とした。ただし、過度の低減は、精錬コストの増加を招くので、下限を０．０００５％とした。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると、０．００２０〜０．００６０％が望ましい。
Ｃｒは、耐食性および耐酸化性の向上のために、１４％以上の添加が必要である。しかし、１９％を超える添加は、靭性の劣化を招き、鋼板の製造性が悪化する他、鋼板の材質も劣化する。それ故、Ｃｒの含有量は１４〜１９％とした。さらに、耐食性と高温強度の確保という観点で、１４〜１８％が望ましい。
Ｎは、Ｃと同様に加工性と耐食性を劣化させるので、その含有量は少ないほどよい。それ故、上限を０．０２０％とした。ただし、過度の低下は、精錬コストの増加を招くので、下限を０．００１％とした。さらに、製造コスト、加工性および耐食性を考慮すると、０．００４〜０．０１０％が望ましい。
Ｎｂは、固溶強化および析出強化の観点から、高温強度向上のために必要な元素である。また、Ｎｂは、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板における再結晶集合組織の発達、即ち、Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）に影響を及ぼす。Ｎｂの上記作用は０．３％以上で発現するので、下限を０．３％とした。
また、本発明では、冷延前のＮｂ析出物（特に、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）を制御して加工性を向上させるので、Ｃ、Ｎを固定するに十分な量のＮｂが必要であるが、その効果は１．０％で飽和するので、上限を１．０％とした。さらに、製造コストや製造性を考慮すると、０．４〜０．７％が望ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、高温酸化を抑制するため、耐熱鋼には必要な元素である。また、ラーフェス相生成元素でもあり、ラーフェス相の生成を制御して加工性を向上させるためには、０．５％以上必要である。
即ち、Ｍｏが０．５％未満であると、再結晶集合組織を発達させるために必要なラーフェス相が析出せず、製品板のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が増加しない。それ故、Ｍｏの下限を０．５％とした。
ただし、過度の添加は、靭性劣化や伸びの低下をもたらすので、上限を２．０％とした。さらに、製造コストや製造性を考慮すると、１．０〜１．５％が望ましい。
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、高温強度を上げるために、必要に応じて添加する。Ｃｕを０．５％以上添加すると、Ｃｕ析出物であるε−Ｃｕにより、Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）を増加させることも可能であるので、下限を０．５％とした。
ただし、過度な添加は、伸びの低下や製造性の劣化をもたらすので、上限を３．０％とした。さらに、製造コストや製造性を考慮すると、１．０〜２．０％が望ましい。
Ｗは、高温強度を上げるために必要に応じて添加するが、その作用は０．０１％以上で発現するので、下限を０．０１％とした。ただし、過度な添加は、製造性や加工性を低下させるので、上限を１．０％とした。さらに、高温特性と製造コストを考慮すると、０．０５〜０．５％が望ましい。
Ｓｎは、粒界に偏析して高温強度を上げるとともに、再結晶温度を低下させるので、必要に応じて添加するが、その作用は０．０１％以上で発現するので、下限を０．０１％とした。ただし、過度な添加は、加工性の劣化や製造時の表面疵の発生を招くので、上限を１．００％とした。さらに、高温特性と製造コストを考慮すると、０．０５〜０．５０％が望ましい。
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ので、必要に応じて添加する。Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）を増加させる作用は、０．０１％以上で発現するので、下限を０．０１％とした。
また、Ｎｂと複合添加することにより、高温強度を向上させ、耐酸化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招いたり、固溶Ｔｉの増加による材質劣化を招くので、上限を０．２０％とした。さらに、製造コストなどを考慮すると、０．０３〜０．１０％が望ましい。
Ａｌは、脱酸元素として添加する場合があるが、その作用は０．００５％以上で発現するので、下限を０．００５％とした。一方、０．１００％以上の添加は、伸びの低下や溶接性、さらに、表面品質の劣化をもたらすので、上限を０．１００％とした。さらに、精錬コストを考慮すると、０．０１０〜０．０７０％が望ましい。
Ｍｇは、溶鋼中でＭｇ酸化物を形成しＡｌとともに脱酸剤として作用する他、微細晶出したＭｇ酸化物が核として、ＮｂやＴｉ系析出物を微細析出せしめる。これら析出物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核となり非常に微細な再結晶組織が得られ、Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が増加して、冷延焼鈍板の加工性が飛躍的に向上する。この向上効果が発現するのは０．０００２％からであるので、下限を０．０００２％とした。
ただし、過度な添加は、溶接性の低下などをもたらすので、上限を０．０１００％とした。さらに、精錬コストを考慮すると、０．０００５〜０．００２０％が望ましい。
Ｂは、冷間加工性と製品の２次加工性を改善するので、０．０００３％以上添加するが、０．００１％を超えて添加すると、延性と深絞り性を劣化させるので、上限を０．００１％とした。望ましくは０．０００５〜０．００１０％である。
次に、Ｘ線強度比とｒ値の関係について説明する。
加工性の指標であるｒ値が、再結晶集合組織と関連性があることは周知である。一般に、｛１１１｝面方位と｛１００｝面方位の比（｛１１１｝／｛１００｝）を上げるとｒ値が向上するが、本発明では、他方位の影響もあることを前提に調査し、ｒ値の向上には、｛２１１｝面方位も考慮する必要があることを見出した。
以下、図面に基づいて説明する。
図１に、Ｃｒ含有耐熱鋼板（０．００３Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−０．００１Ｓ−１４．５Ｃｒ−０．６Ｎｂ−１．４Ｍｏ−０．０１Ｎ）について、プレス割れに及ぼす冷延焼鈍板の板厚中心領域のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）と平均ｒ値の関係を示す。
ここで、横軸のＸ線強度比は、冷延焼鈍板の板厚中心領域について、Ｘ線反射強度を各結晶面について測定し、無方向性試料との強度比から算出したものである。
また、縦軸の平均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、および、圧延方向と９０°方向に、それぞれ１５％歪みを付与した後に、（１）式および（２）式を用いて算出した。
ｒ＝１ｎ（Ｗ０／Ｗ）／１ｎ（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＋ｒ９０）／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。
図１より、Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）とｒ値は比例関係にあり、Ｘ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）が増加するとｒ値が向上することがわかる。Ｘ線強度比が２以上（図中、ＰＩの範囲）であれば、平均ｒ値が１．４以上であり、加工性は、一般的な排気系部材の加工を十分に行なうことができるレベルにある。
本発明者は、成分組成およびＸ線強度比の他に、製造方法についても検討した。特に、熱延条件と熱延板焼鈍条件の影響について検討し、Ｎｂ系析出物をコントロールすることにより、ｒ値が向上することを見出した。
図２に、熱延板厚５．０ｍｍ、巻取温度５００℃、熱延板焼鈍温度９５０℃、冷延板厚１．５ｍｍ、および、冷延板焼鈍温度１０５０℃の条件で製造したＣｒ含有耐熱鋼板（０．００３Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−０．００１Ｓ−１４．５Ｃｒ−０．６Ｎｂ−１．４Ｍｏ−０．０１Ｎ）について、平均ｒ値に及ぼす熱延加熱温度と仕上圧延終了温度の影響を示す。
図２において、○内の数字は平均ｒ値である。図２より、熱延加熱温度を１０００〜１１５０℃とし、仕上圧延終了温度を６００〜８００℃にすることで、１．４以上のｒ値が得られることがわかる（図中、斜線領域、参照）。
本発明の範囲を外れると、製造過程において適正な析出物が得られないので、冷延焼鈍板において、Ｘ線強度比が好ましい範囲から外れ、好ましいｒ値が得られない。
加熱温度が１０００℃未満、および／または、仕上圧延終了温度が６００℃未満（図中、矢印で示した領域参照）では、熱延ロールとの焼き付きによる疵が顕著に発生して、表面品質が著しく劣化するとともに、表面疵を起点としてプレス時に割れが生じる。よって、加熱温度および仕上圧延終了温度の下限を、それぞれ、１０００℃および６００℃とした。
本発明において、ｒ値が向上する理由は、熱延を低温で行い、蓄積歪みを増大させて、後工程の焼鈍工程で再結晶を促進することにより、低温で微細再結晶が得られるからである。また、本発明の成分系では、Ｎｂ系析出物の析出温度が１２００℃以下にあるので、熱延中に、微細析出したＮｂ系析出物を核として、母相内に加工歪みが導入されるからである。
このように、熱延で歪みを蓄積するという観点では、仕上圧延後の巻取温度は低温にして、蓄積歪みを大にする必要がある。それ故、低温での巻取がよい。巻取温度が５００℃以下であれば、蓄積歪みが回復することはないので、巻取温度は５００℃以下とした。但し、過度な低温化は、コイルの形状不良を招くので、４００〜５００℃が望ましい。
熱延板焼鈍は、一般には、フェライト組織を再結晶させて、所要の材質などを確保するために行われる。ｒ値向上の基本的な冶金原理は、冷延前、熱延焼鈍板においてフェライト組織を微細化して、冷延時に、粒界からの歪みの導入を容易にし、冷延板焼鈍時に、ｒ値を向上させる結晶方位（例えば｛１１１｝＜１１２＞）を発達させることにある。
しかしながら、本発明では、熱延板焼鈍により再結晶組織が得られなくても、Ｎｂ析出物の析出量とサイズをコントロールすることにより、ｒ値が向上することを見出した。
図３に、スラブ加熱温度１１５０℃、巻取温度５００℃、熱延板厚５．０ｍｍ、冷延板厚１．５ｍｍ、冷延板焼鈍温度１０５０℃の条件で製造したＣｒ含有耐熱鋼（０．００３Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−０．００１Ｓ−１４．５Ｃｒ−０．６Ｎｂ−１．４Ｍｏ−０．０１Ｎ）の熱延板を焼鈍し、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却した場合における、熱延板焼鈍温度と冷延焼鈍板の平均ｒ値の関係を示す。
図３より、熱延板を９００〜１０００℃に加熱して、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却することにより、冷延焼鈍板のｒ値は１．４以上になることがわかる（図中ＰＩの範囲参照）。
本熱延板の再結晶温度は１０５０℃であり（図中、Ｔｒｅ参照）、９００〜１０００℃では未再結晶組織であるにも関わらず、平均ｒ値が高い。この理由は、Ｎｂ析出物（Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、ラーフェス相）の中で、特に、ラーフェス相が、その後の冷延板焼鈍時に、再結晶を促進させるに十分な量および大きさに析出しているからである。
本発明の範囲（図中、ＰＩの範囲）を外れると、製造過程において適正な析出物が得られず、その結果、冷延焼鈍板において、Ｘ線強度比が好ましい範囲から外れ、好ましいｒ値が得られない。
なお、１０００℃より高い温度で熱延板を焼鈍すると、Ｎｂ系析出物の大半が固溶し、冷延板の焼鈍時に再析出し、これにより、フェライト相の再結晶が著しく遅延して、ｒ値を高める再結晶方位の発達が抑制されてしまう。
一方、９００℃未満で熱延板を焼鈍すると、０．１μｍ以下の微細なラーフェス相が多量に析出し、その後の冷延板の焼鈍時に微細なラーフェス相が、再結晶を阻害するピンとして作用して、フェライト相の再結晶が著しく遅延する。
冷却速度は、冷却時に微細ラーフェス相を析出させないために早い方がよく、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度であればよい。
熱延板の再結晶温度は、合金成分によって変化する。また、他の特性との関係で、熱延板で再結晶させる必要がある場合もある。本発明者は、その際には、一旦、再結晶温度以上で熱処理し、その後に、上記のラーフェス相を制御するため、９００〜１０００℃に加熱・保持する方法が有効であることを見出した。
図４に、スラブ加熱温度１１５０℃、巻取温度５００℃、熱延板厚５．０ｍｍ、熱延板加熱温度１１００℃、冷延板厚１．５ｍｍ、冷延板焼鈍温度１０５０℃の条件で製造したＣｒ含有耐熱鋼（０．００３Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−０．００１Ｓ−１４．５Ｃｒ−０．６Ｎｂ−１．４Ｍｏ−０．０１Ｎ）の熱延板を焼鈍し、３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上で冷却した場合における、熱延板焼鈍温度の保持時間と冷延焼鈍板の平均ｒ値の関係を示す。
図４から、再結晶完了後に９００〜１０００℃に加熱し６０秒以上保持すると、平均ｒ値１．４以上が得られることがわかる。本発明の範囲（図中、ＰＩの範囲）を外れると、製造過程において適正な析出物が得られず、その結果、冷延焼鈍板において、Ｘ線強度比が好ましい範囲から外れ、好ましいｒ値が得られない。
熱延板を再結晶温度以上に加熱する方法は、鋼帯を連続的に熱処理する連続焼鈍方法でも、長時間を要するバッチ式焼鈍方法でも構わない。また、９００〜１０００℃に加熱・保持する方法は、再結晶温度に加熱した後、一旦、室温まで冷却し、その後、再加熱する方法でもよく、再結晶温度に加熱した後の冷却過程で保持する方法でもよい。さらに、この場合においても、前述した理由で、冷却速度は３００℃まで３０℃／ｓｅｃ以上とする。
前述したように、Ｎｂ析出物の析出量とサイズをコントロールするために、熱延板を再結晶温度以下で長時間熱処理してもよい。特に、７５０〜９５０℃で１〜３０時間保持すると、Ｎｂ析出物は、適度な析出形態となり、加工性向上に寄与する。熱処理は、熱延板のバッチ式焼鈍でもよく、熱延巻取時の加熱保持でもよい。熱処理温度は、生産能率の観点から、８００〜９００で１〜１０時間が望ましい。
次に、実施例について説明するが、実施例で採用する条件は、本発明の実施可能性および効果を実証するために採用する一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例】  表１および表２に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、該スラブを熱間圧延して、５．０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍し、酸洗し、１．５ｍｍ厚まで冷間圧延し、次いで、連続焼鈍−酸洗を施して製品板とした。表３および表４に、その製造条件を示す。
上記製品板から、試験片を採取し、板厚中心領域部のＸ線強度、ｒ値および伸びを測定した。Ｘ線強度とｒ値の測定方法は、前述した方法と同様である。
伸びは、製品板からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取して、圧延方向に引張を行い、破断伸びを求めた。ここで、伸びが３０％未満であると、製品板は、ｒ値が高くとも、張り出し成形に耐えられないので、３０％以上の伸びが必要である。
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表１および表２から次のことがわかる。本発明で規定する成分組成を有する鋼で製造した製品板は、比較例の製品板に比べて平均ｒ値が高く、加工性に優れている。成分組成が本発明の範囲にあっても、Ｘ線強度比が本発明の範囲から外れると、好ましいＸ線強度が得られず、ｒ値は向上しない。
また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＣｕおよびＴｉが、それぞれの含有量の上限を外れる場合、Ｘ線強度に影響する析出物が少ないので、Ｘ線強度およびｒ値は、本発明の範囲を満足するが、固溶強化や粒界偏析により伸びが著しく低下する。
ＣおよびＮが、それぞれの含有量の上限を外れると、固溶Ｃ、Ｎが増加し、望ましいＸ線強度が得られないとともに、伸びが低下する。Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＳｎおよびＷは、金属間化合物を形成したり、粒界に偏析する元素であるので、その含有量が本発明で規定する含有量の上限を外れると、微細析出物の多量な析出と固溶強化により、望ましいＸ線強度と伸びが得られない。
但し、ＮｂとＭｏについては、本発明で規定する含有量の下限を外れると、ラーフェス相が十分析出しなかったり、Ｃ、Ｎの固定が十分でなくなるため、Ｘ線強度が低くなり、望ましいｒ値が得られない。さらに、Ｍｇの過度な添加は、Ｘ線強度への影響は少ないが、析出物や酸化物が粗大になり過ぎて、伸びの低下をもたらす。
また、表３および表４に製造条件の影響を示すが、本発明の製造方法により製造した製品板は、平均ｒ値が１．４以上、Ｘ線強度比が２以上と高く、加工性に優れている。
製造条件が、本発明で規定する範囲を外れると、製造過程において適正な析出物が得られず、その結果、冷延焼鈍板においてＸ線強度比が好ましい範囲から外れ、好ましいｒ値が得られない。
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは、適宜設計すればよい。また、冷間圧延において、圧下率、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回路、圧延速度、圧延温度なども、適宜選択すればよい。
さらに、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、製品板の特性はさらに向上する。中間焼鈍と最終焼鈍は、水素ガスまたは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で行なう光輝焼鈍でも、大気中で行なう焼鈍でも構わない。
【産業上の利用可能性】  本発明によれば、加工性に優れたＣｒ含有耐熱鋼板を、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。
したがって、本発明は、有用な発明であり、産業上の利用可能性が大きいものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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