(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５０％、
Ｍｎ：０．０２〜１．５０％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％未満、
Ｓｎ：０〜０．５００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
結晶粒度番号が６．０以上であり、
かつ、Ｘ線回折によるフェライト相の結晶方位強度において、下記（ｉ）式、（ii）式、および（iii）式を満たし、
板厚が１．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ    ・・・（ｉ）
Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ−０．３）    ・・・（ii）
（Ｘ＋Ｙ）−（Ａ＋Ｂ）≦５．０    ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｔ：板厚（ｍｍ）
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
【請求項２】
下記（iv）式で算出される平均ｒ値、および最小ｒ値が、下記（v）式および（vi）式を満たす、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４    ・・・（iv）
ｒｍ≧２．０／ｔ    ・・・（v）
ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）    ・・・（vi）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒｍ：平均ｒ値
ｒｍｉｎ：最小ｒ値
ｔ：板厚（ｍｍ）
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％を超えて０．１０％未満、
を含有する、
請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．０１〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．２〜３．０％、および
Ｗ：０．１〜３．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、
Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、および
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１〜５のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項７】
排気系部品に用いられる、請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項８】
請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。
【請求項９】
（ａ）請求項１〜６のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）前記熱延鋼板に焼鈍を施さず、前記熱延鋼板を酸洗して、酸洗鋼板とする熱延鋼板酸洗工程と、
（ｃ）前記酸洗鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用い、圧下率６０％以上で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
（ｄ）前記冷延鋼板を、下記（vii）式を満足する焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
前記（ｄ）の工程において、前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）に到達するまでの平均加熱速度を、
昇温開始温度から下記（viii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの温度域
において１５℃／ｓ以上とし、
前記再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの温度域において１０℃／ｓ以下とする、
請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０    ・・・（vii）
Ｔｓ（℃）＝７００＋（１−Ｘ／１００）×１３０    ・・・（viii）
但し、上記式中の記号は以下により定義される。
Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼板は、家電製品、厨房機器、電子機器など幅広い分野で使用されている。そして、近年では自動車、二輪車の排気管、燃料タンク、およびパイプ用に使用される素材として、ステンレス鋼板の適用が検討されている。【０００３】
上述の排気系部品では、排気環境および燃料環境における耐食性、および耐熱性を有することが要求される。また、上記部品は鋼板からプレス加工される、または鋼板を所定のサイズ（径）の鋼管に造管した後に、目的の形状に成形される。このため、部品に用いる素材鋼板には、高い加工性が要求される。【０００４】
そして、近年、環境規制および軽量化に対応し、部品構成が複雑になっており、これに伴い、部品の形状自体も複雑化している。排気系部材においては、上述の耐食性、耐熱性といった材料特性が要求されるのはもちろんのこと、コストも重視される。また、部品自体のコストを低減する観点から、部品成形時の成形工程および溶接工程において、工程数を低減する取り組みが種々検討されている。その一例として、部品の一体成型加工が挙げられる。従来の工法では、鋼板または鋼管を成形加工した後に、他部品と溶接接合するという方法が用いられてきた。【０００５】
一方、一体成型加工とは、従来において溶接で接合されていた箇所に対して、鋼板または鋼管に多様な加工（深絞り、張出し、曲げ、拡管など）を組み合わせることで、一体成型するというものである。一体成型加工により部品を製造することで、溶接工程を省くことができ、コストを低減できる。その一方、上記部材に用いられるステンレス鋼板には、さらに高い加工性が要求される。【０００６】
ところで、上記排気系部品用のステンレス鋼板においては、様々な加工性が要求される。例えば、プレス加工においては、深絞り性および穴拡げ性といった加工性が重要な特性となる。また、上述のように一体成型加工においては、曲げ、張出し、拡管性についても要求される場合がある。【０００７】
ステンレス鋼板の中でも、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、低コストである。したがって、コスト面から考えると、上記部材に用いられる鋼板に適していると言える。しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板は成形性に劣るため、用途および部品形状が制限される場合がある。このような理由から、フェライト系ステンレス鋼板を上記部材として用いる場合には、その使用部位等が限定されることがあった。【０００８】
上記のような経緯から排気系部品用の耐熱フェライト系ステンレス鋼板について、その加工性に関する問題を解決するために、様々な工夫がなされている。【０００９】
特許文献１には、熱間圧延後の焼鈍温度および時間等の条件を制御することにより、加工性を高めた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、平均ｒ値が１．２以上である鋼板が開示されている。上記鋼板の製造方法は、熱延鋼板の焼鈍工程において、鋼板の組織制御を行うことで、鋼板の結晶方位を制御する。この結果、高い加工性を有する鋼板を得ることができる。【００１０】
特許文献２には、熱延鋼板の焼鈍を省き、加工性を向上させた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、特許文献２には、平均ｒ値が１．３程度で、板厚０．７ｍｍの鋼板が開示されている。上記鋼の製造方法は、熱延工程における仕上げ圧延の際に、圧下率、ロールと鋼板との摩擦係数、および仕上げ圧延機出側温度を制御する。さらに、熱延板焼鈍を省略している。これらにより、工程数を低減し、さらに高い加工性を有する鋼板を得ることができる。【００１１】
特許文献３では、熱延条件を制御し、二段階の冷延および焼鈍を施すことで加工性を向上させた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、平均ｒ値が最大で２．３程度で、板厚０．８ｍｍの鋼板が開示されている。【００１２】
また、上記鋼の製造方法は、熱延の粗圧延および仕上圧延時の温度ならびに圧下率を制御し、中間冷延と６５０〜９００℃での中間焼鈍とを組み合わせている。これらにより、仕上冷間圧延前の組織を制御して、高加工性鋼板を得るものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開２００５−１０５３４７号公報
【特許文献２】特開２０００−２６５２１５号公報
【特許文献３】特開２００３−１３８３４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
加工性の中でも、深絞り性は、ランクフォード値（以下「ｒ値」と記載する。）をその指標とし、結晶方位を制御することで、その特性を向上させる。ｒ値の向上には、圧延時に圧下率を高め、焼鈍温度を高温化することにより、圧延面と｛１１１｝面とが平行となる再結晶粒（以下、「｛１１１｝結晶粒」ともいう。）を鋼板の板厚全体において発達させることが有効である。【００１５】
マフラー等の排気系部品に使用される素材では、板厚が１．０ｍｍ以上となることがある。上記のような板厚１．０ｍｍ以上の鋼板においては、必然的に圧下率が小さくなる。このため、圧延時の圧下率を高めることだけでは、深絞り性の向上に有効な｛１１１｝結晶粒が十分に形成せず、集合組織が発達しない場合が考えられる。【００１６】
特許文献１〜３の鋼種においては、Ｎｂを添加し、かつ板厚が厚い場合、Ｎｂの再結晶を遅延させる効果により、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しない場合が考えられる。【００１７】
具体的には、特許文献１における製造工程では、熱延板焼鈍を行うと熱延時の加工歪が消失してしまう。このため、再結晶の駆動力となる転位総量が減少し、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しないことが考えられる。加えて、工程数の増加は生産性を大きく低下させる。【００１８】
特許文献２で開示された鋼板は、厚さ１．０ｍｍ以下の薄手の鋼板を想定している。また、特許文献２に記載の製造方法を用いても、１．０ｍｍ以上の板厚の鋼板ではr値が不十分となることが考えられる。そして、特許文献３においては、本願で想定する板厚１．０ｍｍ超の鋼板では、二段階の冷延および焼鈍をしても総圧延率が足りず、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しないことが考えられる。加えて、工程数の増加は生産性を大きく低下させる。【００１９】
また、特許文献１または３のように、熱延板焼鈍、中間焼鈍、および／または熱処理を施し、製造途中の鋼板組織を再結晶させることは、結晶方位のランダム化を進める場合がある。それらの鋼板を冷間圧延および焼鈍すると、鋼板の面内異方性（Δｒ）を大きくしてしまい、穴拡げ加工等の鋼板成形時に、割れといった不具合につながる場合がある。【００２０】
本発明の目的は、上記の問題点を解決し、加工性、特に深絞り性に優れた、板厚１．０ｍｍ以上の排気部品用フェライト系ステンレス鋼板および、その製造方法ならびに排気系部品用フェライト系ステンレス部材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス鋼板および、その製造方法ならびに排気系部品用フェライト系ステンレス部材を要旨とする。【００２２】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．５０％、
Ｍｎ：０．０２〜１．５０％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％未満、
Ｓｎ：０〜０．５００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
結晶粒度番号が６．０以上であり、
かつ、Ｘ線回折によるフェライト相の結晶方位強度において、下記（i）式、（ii）式、および（iii）式を満たし、
板厚が１．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ    ・・・（i）
Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ−０．３）    ・・・（ii）
（Ｘ＋Ｙ）−（Ａ＋Ｂ）≦５．０    ・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｔ：板厚（ｍｍ）
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度【００２３】
（２）下記（iv）式で算出される平均ｒ値、および最小ｒ値が、下記（v）式および（vi）式を満たす、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４    ・・・（iv）
ｒｍ≧２．０／ｔ    ・・・（v）
ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）    ・・・（vi）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒｍ：平均ｒ値
ｒｍｉｎ：最小ｒ値
ｔ：板厚（ｍｍ）
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値【００２４】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５％を超えて０．１０％未満、
を含有する、
上記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。【００２５】
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．０１〜０．５００％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．２〜３．０％、および
Ｗ：０．１〜３．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。【００２６】
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、
Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。【００２７】
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、および
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。【００２８】
（７）排気系部品に用いられる、上記（１）〜（６）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。【００２９】
（８）上記（１）〜（６）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。【００３０】
（９）（ａ）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）前記熱延鋼板に焼鈍を施さず、前記熱延鋼板を酸洗して、酸洗鋼板とする熱延鋼板酸洗工程と、
（ｃ）前記酸洗鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用い、圧下率６０％以上で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
（ｄ）前記冷延鋼板を、下記（vii）式を満足する焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
前記（ｄ）の工程において、前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）に到達するまでの平均加熱速度を、
昇温開始温度から下記（viii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの温度域において１５℃／ｓ以上とし、
前記再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの温度域において１０℃／ｓ以下とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０    ・・・（vii）
Ｔｓ（℃）＝７００＋（１−Ｘ／１００）×１３０    ・・・（viii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）
【発明の効果】
【００３１】
本発明によれば、加工性、特に深絞り性に優れた板厚１．０ｍｍ以上の排気部品用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品用フェライト系ステンレス部材を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】図１は、鋼板の板厚と平均ｒ値との関係を示す図である。
【図２】図２は、鋼板の板厚と最小ｒ値との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
上記課題を解決するために、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の加工性に関して、組成、製造過程における組織、および結晶方位形成について詳細な検討を行った。その結果、以下に示す（Ａ）および（Ｂ）の知見を得た。
【００３４】
（Ａ）板厚１．０ｍｍ以上の耐熱フェライト系ステンレス鋼板において、目的とする平均ｒ値を得るためには、鋼板の成分および各製造工程における製造条件を適切に制御し、特定の方位の集合組織を発達させる必要がある。
【００３５】
（Ｂ）具体的な方位としては、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達すると、圧延方向に対して、各方向のｒ値（ｒ０、ｒ４５、ｒ９０）、特にｒ０とｒ９０の値が向上し、高い平均ｒ値が得られる。また、上記の方位に加え、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織が発達すると、ｒ０が低下するが、その一方で、ｒ４５とｒ９０の値が向上する。特に、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を発達させることは、単純に｛１１１｝を発達させただけでは向上させにくいｒ４５を向上させるため、有効である。
【００３６】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００３７】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００３８】
Ｃ：０．００１〜０．０２０％
Ｃは、靭性、耐食性および耐酸化性を劣化させる他、母相に固溶したＣは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃ含有量は少ないほど良く、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。しかしながら、Ｃの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストと耐食性とを考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２％以上であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのが好ましい。
【００３９】
Ｓｉ：０．０２〜１．５０％
Ｓｉは、脱酸元素である他、耐酸化性と高温強度とを向上させる元素である。また、Ｓｉを含有させることで、鋼中の酸素量が低減し、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織が発達しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上とする。一方、Ｓｉの１．５０％超の含有により、鋼板が著しく硬質化し、鋼管加工時において、曲げ性が劣化する。
【００４０】
このため、Ｓｉ含有量は、１．５０％以下とする。なお、上記の集合組織を顕著に発達させるためには、Ｓｉ含有量は、０．３０％超であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。そして、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｓｉ含有量は、１．２０％以下であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は、１．００％以下であるのがより好ましい。
【００４１】
Ｍｎ：０．０２〜１．５０％
Ｍｎは、高温において、ＭｎＣｒ２Ｏ４またはＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。このため、Ｍｎ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有させると、酸化物量が増加し、異常酸化が生じ易くなる。また、Ｍｎが、Ｓと化合物を生成し、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｎ含有量は、１．５０％以下とする。また、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、１．００％以下であるのが好ましい。さらに、鋼管溶接部の酸化物に起因する偏平割れを考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．３０％以下であるのがより好ましい。
【００４２】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質および靭性の観点から、その含有量は少ないほどよい。また、母相に固溶したＰは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｐ含有量は、０．０５％以下とする。
【００４３】
一方、Ｐの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐酸化性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３％以下であるのが好ましい。
【００４４】
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から、少ないほどよい。特に、Ｓの過度な含有は、ＴｉまたはＭｎと化合物を生成し、鋼管曲げの際に、介在物起点により割れを生じさせる。加えて、これら化合物の存在は、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。
【００４５】
このため、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。一方、Ｓの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐食性を考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのが好ましい。
【００４６】
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％
Ｃｒは、排気部品で最も重要な特性である、高温強度および耐酸化性を確保するため必要な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上とする。一方、Ｃｒの含有が、２５．０％を超えると、靱性が劣化し、製造性が悪くなる他、特に鋼管溶接部の脆性割れ、または曲げ性不良が生じる。
【００４７】
加えて、過度の固溶Ｃｒは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とする。また、鋼板製造時の熱延板の靭性の観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、２０．０％以下であるのがより好ましく、１８．０％以下であるのさらに好ましい。さらに、製造コストの観点から、Ｃｒ含有量は１４．０％未満であるのが好ましい。
【００４８】
Ｔｉ：０．０１〜０．３０％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、および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効果を有する。また、Ｔｉの窒化物はスラブ鋳造時に核となることで、等軸晶率を増大させ、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値向上を促進する。
【００４９】
ＴｉのＣおよびＮを固定する作用は、０．０１％以上で発現する。このため、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｔｉを、０．３０％を超えて含有させると、固溶Ｔｉにより、鋼板が硬質化してしまう他、靭性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とする。さらに、製造コストなどを考慮すると、Ｔｉ含有量は０．０５％以上が好ましく、０．２５％以下が好ましい。
【００５０】
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、Ｃと同様に低温靭性、加工性、および耐酸化性を劣化させる。加えて、母相に固溶したＮは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。一方、Ｎの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
【００５１】
本発明は、上記各成分の他、必要に応じて以下のＡ群、Ｂ群、Ｃ群、Ｄ群の成分の１群以上を含有してもよい。Ａ群の元素は耐食性、加工性を向上させる元素である。Ｂ群に分類される元素は、｛１１１｝方位の集合組織に影響を与える元素である。また、Ｃ群に分類される元素は、高温強度、耐酸化性等の高温特性を向上させる元素である。そして、Ｄ群に分類される元素は、靭性、耐食性等を向上させる元素である。
【００５２】
Ａ群元素
Ｎｂ：０〜０．１０％未満
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣ、Ｎ、およびＳと結合し、耐食性、耐粒界腐食性、および深絞り性を向上させる。また、高温域における固溶強化能、および析出強化能が高いため、高温強度および熱疲労特性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの過度な含有は、再結晶の進行を著しく遅延させ、｛１１１｝の発達を阻害させる。このため、Ｎｂ含有量は０．１０％未満とする。また、再結晶への影響を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％超であるのが好ましい。
【００５３】
Ｂ群元素
Ｓｎ：０〜０．５００％
Ｓｎは、スラブ鋳造時に、組成的過冷却を引き起こし、等軸晶率を増大させる。これにより製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値および鋼管の拡管性向上を促進する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎは、０．５００％超の含有により過度な偏析が生じ、鋼管溶接部の低温靭性が低下する。このため、Ｓｎ含有量は０．５００％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．３００％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るために、Ｓｎ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
【００５４】
Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様、Ｍｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。加えて、Ｍｇは微細に晶出したＭｇ酸化物が核となりスラブの等軸晶率を増大させ、その後の工程において、ＮｂおよびＴｉ系微細析出物の析出を促す。具体的には、熱延工程において、前述の析出物が、微細析出すると、熱延工程および、続く熱延板の焼鈍工程において、再結晶核となる。その結果、非常に微細な再結晶組織が得られる。この再結晶組織は、｛１１１｝方位の集合組織の発達に寄与するとともに、靭性向上にも寄与する。このため、必要に応じて含有させてもよい。
【００５５】
しかしながら、Ｍｇの過度な含有は、耐酸化性の劣化および溶接性の低下などをもたらす。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であるのが好ましい。
【００５６】
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度、二次加工性、低温靭性、および中温域の高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの０．００５０％超の含有により、Ｃｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性、および疲労特性を劣化させる。加えて、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値の低下をもたらす。このため、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、溶接性および製造性を考慮すると、Ｂ含有量は、０．０００３％以上であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのが好ましい。
【００５７】
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、ＣまたはＮと結合して、耐食性および耐熱性を向上する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの１．０％超の含有により、粗大な炭窒化物が生成して靭性が低下し、さらに｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。加えて、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．２％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。
【００５８】
Ｍｏ：０〜３．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する管材等では、隙間腐食を抑制する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が、３．０％を超えると、著しく成形性が劣化し、製造性が低下する。また、Ｍｏは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。一方、上記の効果は、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．２％以上であるのが好ましい。さらに、製造コスト、生産性および｛１１１｝方位の集合組織を先鋭に発達させることを考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．４％以上であるのが好ましく、２．０％以下であるのが好ましい。
【００５９】
Ｗ：０〜３．０％
Ｗは、高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗの過度の含有は、靭性の劣化、および伸びの低下をもたらす。また、金属間化合物相であるＬａｖｅｓ相の生成量が増大し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値を低下させる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下とする。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。一方、上記作用を得るためには、Ｗ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。
【００６０】
Ｃ群元素
Ａｌ：０〜０．５％
Ａｌは、脱酸元素として使用される場合がある他、高温強度、および耐酸化性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。また、ＴｉＮおよびＬａｖｅｓ相の析出サイトとなり、析出物を微細化し、低温靭性を向上させる。しかしながら、Ａｌの０．５％超の含有は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらす。また、粗大なＡｌ酸化物を形成させ、低温靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００３％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以下であるのが好ましい。
【００６１】
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、母相に固溶しているＣｕの析出、所謂、ε−Ｃｕの析出によって、中温域での高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、鋼板の硬質化による靭性低下、および延性低下をもたらす。このため、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。さらに、耐酸化性、および製造性を考慮すると、１．５％未満であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
【００６２】
Ｚｒ：０〜０．３０％
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの０．３０％超の含有は、靭性および酸洗性などの製造性を著しく劣化させる。また、Ｚｒと、炭素および窒素との化合物を粗大化させる。その結果、熱延焼鈍時の鋼板組織を粗粒化させ、ｒ値を低下させる。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
【００６３】
Ｃｏ：０〜０．５０％
Ｃｏは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏの過度な含有は、靭性および加工性を低下させる。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
【００６４】
Ｓｂ：０〜０．５０％
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂは、０．５０％超の含有により、過度の偏析が生じて、鋼管溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｂ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
【００６５】
ＲＥＭ：０〜０．０５％
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物を微細化し、靭性および耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．０５％を超えると、鋳造性が著しく低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００３％以上であることがより好ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
【００６６】
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有することができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
【００６７】
Ｄ群元素
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、靭性および耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの２．０％超の含有によりオーステナイト相が生成し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値が低下する他、鋼管曲げ性が著しく劣化する。このため、Ｎｉ含有量は、２．０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。
【００６８】
Ｃａ：０〜０．００３０％
Ｃａは、脱硫元素として有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００３０％を超えると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性を劣化させる。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
【００６９】
Ｔａ：０〜０．１０％
Ｔａは、ＣおよびＮと結合して靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａ含有量が、０．１０％を超えると、製造コストが増加する他、製造性を著しく低下させる。このため、Ｔａ含有量は、０．１０％以下とする。一方、前記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａ含有量は、０．０２％以上であることがより好ましく、０．０８％以下であるのが好ましい。
【００７０】
Ｇａ：０〜０．１％
Ｇａは、耐食性向上および水素脆化抑制のため、必要に応じて含有させてもよい。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。一方、上記作用を得るために、硫化物および水素化物の生成を鑑み、Ｇａ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。なお、製造コストおよび製造性、ならびに延性および靭性の観点から、Ｇａ含有量は、０．０００５％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
【００７１】
本発明の鋼材の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００７２】
２．結晶粒度番号
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板においては、その結晶粒度番号を６．０以上とし、６．５以上であるのが好ましい。鋼板の結晶粒度番号が６．０未満であるとオレンジピール等の肌荒れの原因となるためである。一方、{１１１}＜１１２＞を発達させるには十分に結晶粒を成長させる必要があるという理由から、鋼板の結晶粒度は９．０以下であるのが好ましい。
【００７３】
なお、結晶粒度番号ついては、ＪＩＳ  Ｇ  ０５１１に準拠して、光学顕微鏡観察を行なうことで測定を行なった。
【００７４】
３．板厚
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板の板厚は、１．０ｍｍ以上とする。フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、１．２ｍｍ以上であるのが好ましく、１．５ｍｍ以上であるのがより好ましい。一方、板厚の厚い厚手の鋼板の製造時には、十分な圧下率を確保するために熱延板を厚くする必要があるが、工業的な側面および靱性の側面から熱延板の極端な厚くすることは難しい。このため、上記鋼板の板厚は３．０ｍｍ以下であるのが好ましく、２．５ｍｍ以下であるのがより好ましい。
【００７５】
４．結晶方位強度
４−１．結晶方位強度と板厚との関係
本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板においては、結晶方位強度と板厚との関係が下記記載の（ｉ）〜（iii）式を満足する。
【００７６】
Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ    ・・・（ｉ）
Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ−０．３）    ・・・（ii）
（Ｘ＋Ｙ）−（Ａ＋Ｂ）≦５．０    ・・・（iii）
但し、上記（ｉ）〜（iii）式中の各記号は以下により定義される。
【００７７】
ｔ：板厚（ｍｍ）
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
【００７８】
｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達すると、主として、ｒ０およびｒ９０の値が向上し、深絞り性を含む加工性が良好になる。このため、本発明に係る鋼板は、板厚中心部および板厚１／４部での｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和（以下、単に「｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和」と記載する。）が上記（ｉ）式を満足する必要がある。
【００７９】
同様に、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織が発達すると、主として、ｒ４５およびｒ９０の値が向上して、深絞り性を含む加工性が良好となる。このため、本発明に係る鋼板では、板厚中心部および板厚１／４部での｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和（以下、単に「｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和」と記載する。）が上記（ii）式を満足する必要がある。
【００８０】
ここで、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を強く発達させすぎると、今度は｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達を阻害し、逆に加工性が低下してしまう場合がある。このため、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和と｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和との差は上記（iii）式を満足する必要がある。
【００８１】
なお、本発明に係る鋼板においては、集合組織を評価する際に、一般的に測定される板厚中心部の結晶方位強度だけでなく、板厚１／４部における結晶方位強度についても測定を行なっている。これは、再結晶組織の形成に影響を与える剪断変形は鋼板の冷間圧延の際に板厚表面から板厚１／４部において特に生じやすく、その影響を調査するためである。
【００８２】
集合組織の測定は、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。
【００８３】
４−２．各ｒ値と板厚との関係
本発明に係る鋼板のｒ値については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に従い、下記手法により実施し、試験片を圧延方向に対して平行、４５°方向、および９０°方向でのｒ値を求めた後に、平均ｒ値を算出した。
【００８４】
ここで、ｒ値とは、以下の方法により算出される。具体的には、冷延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から採取し、１０〜２０％の歪みを付与した後に、下記（ａ）式に各値を代入し、算出される。また、下記（iv）式を用いて、平均ｒ値（以下、「ｒｍ」と記載する。）が算出される。
【００８５】
ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（Ｔ０／Ｔ）    ・・・（ａ）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
Ｗ０：引張前の板幅
Ｗ：引張後の板幅
Ｔ０：引張前の板厚
Ｔ：引張後の板厚
【００８６】
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４    ・・・（iv）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
【００８７】
また、最小ｒ値（以下、「ｒｍｉｎ」と記載する。）とは、上述の測定したｒ０、ｒ４５、ｒ９０のうち、最小となるｒ値である。
【００８８】
ここで、円筒深絞り試験により、本発明に係る鋼板の成形性を評価した。下記条件で、成形限界絞り比：２．２０の深絞り成形状態で、成形性を評価した場合におけるｒｍと板厚との関係を、図１に示す。図１においては、問題なく成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合、または途中で成形割れが生じた場合を●で示している。
【００８９】
なお、成型条件は、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス：φ５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径：Φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１０ｋＮ、潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ２／ｓ、絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）である。
【００９０】
図１より、良好な成形性を得るためには、ｒｍが、下記（v）式を満足することが好ましい。
【００９１】
ｒｍ≧２．０／ｔ    ・・・（v）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｔ：板厚（ｍｍ）
【００９２】
また、図２に同様の条件で、成形性を評価した場合のｒｍｉｎと板厚との関係を図２に示す。図１と同様に、問題なく成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合、または途中で成形割れが生じた場合を●で示している。
【００９３】
図２より、ｒｍｉｎが下記（vi）式を満足する場合に成形性に優れる。
【００９４】
ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）    ・・・（vi）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｔ：板厚（ｍｍ）
【００９５】
４−３．結晶方位強度と板厚との関係
｛１１１｝＜１１２＞方位は、厚さ方向の歪に比べて、板幅方向の歪が大きい滑り変形をする結晶方位である。このため、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度が増加すると、板厚減少が抑制される。その結果、ｒｍが向上する。したがって、鋼板の全厚において｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達する必要がある。
【００９６】
また、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度が増加すると、鋼板のｒ値の異方性を変化させ、ｒ０の値が低下するが、代わりにｒ４５およびｒ９０の値が向上する。上記の式（v）に示したように、ｒｍへのｒ４５の寄与は大きく、単純に｛１１１｝＜１１２＞を発達させただけでは向上しにくいｒ４５を向上させるため、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を増加させることは有効である。
【００９７】
しかしながら、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織をあまり強く発達させると、今度は｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達を阻害し、ｒｍは逆に低下してしまう。このため、上記（ｉ）〜（iii）式を満たすことで、上記（v）式を満たすｒｍおよび上記（vi）式を満たすｒｍｉｎを得ることができる。
【００９８】
以上を踏まえ、本発明に係る鋼板では、｛１１１｝＜１１２＞方位および｛３２２｝＜２３６＞方位の結晶方位強度を上記（ｉ）〜（iii）式を満たす値とする。この結果、上記（v）式を満たすｒｍ、および上記（vi）を満たすｒｍｉｎを同時に達成することができる。
【００９９】
５．製造方法
次に、製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、例えば、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍の工程を含む。製鋼においては、上記の化学組成を有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。
【０１００】
５−１．熱間圧延工程
続いて、スラブは以下の温度にて加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。鋳造されたスラブは、１１００〜１２５０℃で加熱するのが好ましい。これは、スラブの加熱温度を１１００℃未満とすると、加熱温度が低すぎるためスケール生成が少なくなり圧延ロールと鋼材とが焼き付くことで、表面品質が低下し、後の工程に悪影響を及ぼすためである。
【０１０１】
一方、スラブの加熱温度を１２５０℃超とすると、スラブが、自重で高温変形するスラブ垂れが生じるため好ましくない。さらに、生産性および表面疵を考慮すると、スラブの加熱温度は、１１５０〜１２００℃であるのが好ましい。なお、本発明においては、スラブの加熱温度と熱間圧延開始温度は同義である。
【０１０２】
スラブ加熱後、熱間圧延工程では、複数パスの粗圧延が施され、複数スタンドからなる仕上圧延が一方向に施され、コイル状に巻き取られる。
【０１０３】
５−２．酸洗工程
本発明では、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る一般的な製造方法とは異なっている。一般的に、熱延板焼鈍を施すと組織制御が容易となるが、熱延歪が消失し｛１１１｝結晶方位の発達を妨げる他、ｒ９０を向上させる｛３２２｝＜２３６＞結晶方位が後の冷間圧延後の焼鈍工程において発達しない。なお、この｛１１１｝方位の結晶粒のうち、代表的なものとしては、｛１１１｝＜１１２＞が挙げられる。
【０１０４】
ところで、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位は、α−ｆｉｂｅｒ（｛０１１｝／／ＲＤ（｛１００｝〜｛１１１｝＜０１１＞））と呼ばれる集合組織が発達した鋼板を焼鈍すると、より強く発達する。このα−ｆｉｂｅｒは、フェライト系ステンレス鋼板においては、熱間圧延および冷間圧延によって発達する。しかしながら、熱延板焼鈍を行うと熱間圧延時に発達したα−ｆｉｂｅｒが、冷間圧延前に一旦消失し、結晶方位のランダム化が進行してしまう。このため、本発明においては熱延板焼鈍を実施しない。
【０１０５】
５−３．冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、直径が、４００ｍｍ以上のロールを用いて６０％以上の圧下率で冷間圧延する。ここで、ロール径を４００ｍｍ以上とすることで、冷間圧延時の剪断歪を抑制できる。剪断歪により導入される剪断変形は、ランダム方位粒の核生成サイトとなるため、抑制する必要がある。その結果、続く焼鈍工程において、ｒ値を向上させる｛１１１｝＜１１２＞結晶方位の結晶粒の生成を促進させる。これにより、通常は発達しにくい板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位をも発達させる。
【０１０６】
また、圧下率が高くなると、再結晶の駆動力となる蓄積エネルギーが増大する。その結果、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位が優先核生成しやすくなり、また選択成長しやすくなる。このため、冷間圧延の圧下率は、６０％以上とし、７０％以上であるのがより好ましい。
【０１０７】
５−４．冷間圧延後の焼鈍工程
｛１１１｝＜１１２＞を発達させ、加工性を向上させるために、焼鈍の際に再結晶挙動に基づいた厳密な焼鈍温度および加熱速度を制御することが好ましい。
【０１０８】
５−４−１．焼鈍温度
冷間圧延後の最終焼鈍については、｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒発達のためには十分に高温で焼鈍する必要がある。同時に、過度に高い温度での焼鈍は結晶粒の粗大化を招き、オレンジピール等の肌荒れの原因となる。また、本発明に係る鋼板の金属組織は結晶粒度番号が６．０以上の微細組織とする必要が有る。このため、焼鈍温度Ｔｆ（℃）は下記（vii）式の範囲内で行なうことが好ましい。
８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０    ・・・（vii）
【０１０９】
５−４−２．加熱速度
本発明に係る鋼板では、平均加熱速度を昇温開始温度から目標とする温度に到達するまでの時間を制御することが好ましい。再結晶粒のうち、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒は、他の方位の結晶粒より比較的再結晶の初期に生じやすい。また、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒は、焼鈍中に粒成長し他の方位の結晶粒を蚕食することによって発達する。この時、｛１１１｝方位の再結晶が開始する前に、他の方位の結晶粒が再結晶する温度まで昇温してしまうと、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達が抑制され、加工性が低下してしまう。そのため、まず急速加熱により鋼板温度を再結晶開始温度Ｔｓ（℃）に到達させ、その後、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒を成長させるために焼鈍温度Ｔｆ（℃）までゆっくりと昇温し、再結晶を進行させるのが好ましい。これにより、鋼板において｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が強く発達する。
【０１１０】
なお、この際、Ｔｓ（℃）は再結晶に及ぼす冷間圧延工程における圧下率の影響を考慮に入れた下記（viii）式で示される。
Ｔｓ（℃）＝７００＋（１−Ｘ／１００）×１３０    ・・・（viii）
但し、上記式中の記号は以下により定義される。
Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）
【０１１１】
本発明に係る鋼板では、昇温開始温度から再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの平均加熱速度が１５℃／ｓ以上であるのが好ましく、２０℃／ｓ以上であるのがより好ましい。
【０１１２】
また、再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの平均加熱速度が１０℃／ｓ以下であるのが好ましく、５℃／ｓ以下であるのがより好ましい。そして、上述した直径４００ｍｍ以上の大径ロール圧延により通常より剪断変形の導入が抑制される。この結果、剪断変形によるランダム方位粒の生成が抑制され、早期の｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒の核生成の効果が組み合わさり、通常の製造方法（小径ロール圧延かつ熱処理制御無し）と比較して、｛１１１｝＜１１２＞方位が強く発達する。
【０１１３】
さらに、上述の熱延板焼鈍を省くことに加え、上記の製造条件とすることで、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織と、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が同時に発達する。これらにより、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
【０１１４】
５−５．その他製造条件
スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すればよい。また、冷間圧延においては、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よい。焼鈍は、必要であれば水素ガスまたは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍を実施してもよい。また、大気中で焼鈍を実施してもよい。さらに、焼鈍後に、調質圧延または形状矯正のためのテンションレベラー工程を実施してもよく、また通板しても構わない。
【０１１５】
５−６．フェライト系ステンレス部材の製造方法
上記方法で製造された鋼板を以下の方法を用い、排気部品用部材とする。これらの部材は、鋼板からプレス加工されるか、鋼板を所定のサイズ（径）の鋼管に造管した後に目的の形状に成形される。
【０１１６】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例１】
【０１１７】
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブ加熱温度を１１５０℃、巻取温度を５００℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。【０１１８】
【表１】
0006986135.tif 000002
【０１１９】
その後、酸洗した熱延鋼板を、直径４００〜５００ｍｍのロールを用いて、表２に示す厚さまで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗を施した。このようにして、得られた冷延焼鈍板に対して、ｒ値測定ならびに結晶方位強度測定を行った。【０１２０】
ｒ値については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に従い、上述の手法により実施し、圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から試験片を採取し、ｒ値を求めた後に平均ｒ値を算出した。具体的には、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片採取し、圧延方向に対して平行、４５°方向、９０°方向に１０〜２０％の歪みを付与した後、所定の方法で、上記値を算出した。【０１２１】
結晶方位強度測定については、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。【０１２２】
また、成形性については円筒深絞り試験で評価した。成形条件について、以下に示す。具体的には、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス：φ５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径：Φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１０ｋＮ、潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ２／ｓ、絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）とした。【０１２３】
上記条件で成形限界絞り比：２．２０での深絞り成形状況により、成形性を評価した。表２においては、成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合を△、途中で成形割れが生じた場合を×とした。これらの評価結果を、まとめて表２に示す。【０１２４】
【表２】
0006986135.tif 000003
【０１２５】
表２に示した実施例の製造方法は、上述した通り、いずれも本発明の好適な範囲の製造方法を用いている。そして、本発明で規定する化学組成を有する鋼（表１の鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２０）を用いた発明例Ｂ１〜Ｂ２０は、本発明の規定を満足し、いずれも加工性に優れている。これに対し、組成が本発明の規定範囲外である（表１の鋼Ｎｏ．ａ１〜ａ９）を用いた比較例ｂ１〜ｂ９は、本発明で規定するフェライト相の結晶方位強度（集合組織）が低く、また平均ｒ値が低いため、加工性が劣っている。
【実施例２】
【０１２６】
表３に、表１に記載した鋼種について、表３に示す製造条件において製造した場合の特性を示す。成形性の評価は、実施例１と同様の条件により円筒深絞り試験で評価した。【０１２７】
表３においても、表２と同様に、成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合を△、途中で成形割れが生じた場合を×と記載した。【０１２８】
【表３】
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【０１２９】
表３に示す本発明例Ｃ１〜Ｃ３は、組成が本発明で規定される範囲内であり、製造条件が本発明における好ましい条件を満足するため、良好なｒ値および加工性を得られた。これに対して、比較例ｃ１〜ｃ６は、製造条件が本発明における好ましい製造条件から外れている。このため、鋼板の結晶方位強度が本発明の規定範囲外となり、板厚に応じた十分なｒｍおよびｒｍｉｎを得られず、加工性が不良であった。
【図１】
0006986135.tif 000005
【図２】
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