JP2005314740A - 耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造法を提供する。【解決手段】 質量％で、C:0.015%以下、Si: 0.10〜0.25% 、Mn: 0.10〜0.3%、但しSi≦Mnであること、P:0.04% 以下、S:0.01% 以下、Al:0.001〜0.2%、N:0.015%以下、 Cr:15〜20% 、Ni:0.5% 以下、Mo:1.0〜2.5%、V:0.2%以下、Ti:3X(C+N)〜0.25 %、Nb:0.3〜1%、但しC+N:0.02% 以下を満足する成分を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする。Cu:0.1〜1.0%、B:0.0003〜0.005%を含んでも良い。該鋼は板厚 1〜3 mm、950 ℃での 0.2％耐力が15MPa 以上、常温での平均伸び値が30％以上、平均ｒ値が1.3 以上の鋼板でもよい。また製造方法は、インゴット又はスラブを鋳造して、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、酸洗を行って製品を得る工程において、熱延板焼鈍の温度を800 〜950 ℃とすることを特徴とする。
【選択図】 図１

Description

本発明は、マフラー、エキゾーストマニホールド等の自動車排気系部材に用いられる耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法に関するものである。

近年の環境問題の高まりから、自動車業界では、自動車の排気ガスの排出量を低減させる試みと排気ガスそのものを浄化する試みの両面から環境問題に対応する努力がなされている。前者の試みは、例えば自動車のエンジンの燃費の向上であり、車体の軽量化の試みである。また後者の試みは、例えばプラチナやロジウムなどの触媒を用いて排気ガス中の代表的な排出有害物質であるＣＯ、ＨＣ、ＮＯｘを、ＣＯとＨＣは酸化してＣＯ₂ とＨ₂ Ｏ（水）にし、ＮＯｘは窒素（Ｎ₂ ）に還元して無害化する試みである。

このような高温の腐食性ガスである排気ガスを通す自動車用排気系部材には、ステンレス鋼が耐熱性（高温強度、耐酸化性）で優れているため、通常用いられる材料となっている。そのなかでも最も高温にさらされる部材の１つであるエキゾーストマニホールドは、排気ガス浄化のための触媒反応の反応効率のために使用温度が高まり、最高１０００℃程度までの昇温と、エンジン停止時の降温の繰り返しを受けるため、優れた耐熱性が必要とされている。

従来の自動車用排気系部材の材料としては、対応温度が９５０℃となる鋼種の開発が行われており、例えば特許文献１には、Ｃｒ：１８〜２２％、Ｍｏ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．１〜１．０％を含有するステンレス鋼の発明が開示されている。現在では、９５０℃対応のエキゾーストマニホールド材としては、ＳＵＳ４４４（１９％Ｃｒ−２％Ｍｏ）系などのフェライト系ステンレス鋼が用いられている。

一方、エキゾーストマニホールドなどの自動車排気管部材は、車体内の限られたスペースを有効に利用するために複雑な形状となることもあり、過酷な加工を受ける場合も多く、優れた加工性も求められる。特に最近では軽量化志向のため、ますます複雑な形状となり、使用する鋼板への加工性に対する要求は厳しくなっている。

しかしながら、耐熱性が高い鋼板はＮｂ，Ｍｏ等の合金元素量が多くなるため、加工性は低いのが普通である。特にエキゾーストマニホールドなどに使われる板厚１．５ｍｍ以上の厚い鋼板は、冷間圧延での圧延率を大きく取れないため、加工性は相対的に低くなる。そのため、耐熱性の高い高合金鋼板の加工性を改善することは大きな課題となっていた。

このような課題を解決するために、例えば特許文献２には、熱延終了温度、熱延板焼鈍温度、最終焼鈍温度を規定することにより、成形性に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板を得る製造方法の発明が開示されている。
また特許文献３には、Ｎｂを多く含むフェライト系ステンレス鋼を最終焼鈍前に７００〜８５０℃で２５時間以下の析出処理を行うことによって、析出物と集合組織を制御した加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法の発明が開示されている。
特開平０６−１００９９０号公報 特開２００２−３０３４６号公報 特開２００２−１９４５０８号公報

しかし特許文献２に記載の発明では、熱延を行う温度が実施例によると６９０〜１０２０℃とかなり低く、熱延設備に多大な負荷がかかるという問題を有していた。また特許文献３に記載の発明では、追加の析出処理工程が必要であり、工程増加によるコスト増加が問題であった。このように、できるだけ安価なコストで製造できる、優れた耐熱性と優れた加工性を兼ね備えたフェライト系ステンレス鋼板は従来見当たらなかった。
そこで本発明は、自動車排気系部材、特にエキゾーストマニホールド用として有用な、耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０１５％以下、 Ｓｉ：０．１０〜０．２５％、
Ｍｎ：０．１０〜０．３０％、 Ｐ ：０．０４０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、
Ｎ ：０．０１５％以下、 Ｃｒ：１５．０〜２０．０％、
Ｎｉ：０．５％以下、 Ｍｏ：１．０〜２．５％、
Ｖ ：０．２％以下、 Ｔｉ：３×（Ｃ＋Ｎ）〜０．２５％、
Ｎｂ：０．３〜１．０％
を含有し、
さらに前記Ｃ，Ｎは、Ｃ＋Ｎ：０．０２０％以下の関係を満たし、
さらに前記Ｓｉ，Ｍｎは、Ｓｉ≦Ｍｎの関係を満たし、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（２） さらに質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％を含有することを特徴とする、上記 （１）に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（３） さらに質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％以下を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（４） 前記フェライト系ステンレス鋼は、板厚が１〜３ｍｍであり、かつ、９５０℃での０．２％耐力が１５ＭＰａ以上、常温での平均伸び値が３０％以上、平均ｒ値（平均ランクフォード値）が１．３以上であるフェライト系ステンレス鋼板であることを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（５） 前記フェライト系ステンレス鋼の結晶粒径が結晶粒度番号で５〜８番であることを特徴とする、上記（４）に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
（６） 板厚の１／２深さにおける圧延面の結晶方位が、次式で定義される積分強度比で５以上であることを特徴とする、上記（４）または（５）に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
積分強度比＝Ｘ線回折の１１１ランダム回折強度／Ｘ線回折の２００ランダム回折強度

（７） 上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の鋼成分の鋼片を、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、酸洗を行って上記（４）ないし（６）のいずれか１項に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を製造する際に、前記熱延板焼鈍の焼鈍温度を８００〜９５０℃とすることを特徴とする、耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
（８） 前記冷間圧延に際し、直径３００ｍｍ以上のワークロールを用いることを特徴とする、上記（７）に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。

本発明により、自動車排気系部材、特にエキゾーストマニホールド用として有用な耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することができ、製造者のみならず本鋼を利用する者にとっても多大な利益を得ることができ、工業的価値は極めて高い。

本発明を実施するための最良の形態と限定条件について詳細に説明する。
本発明者らは、自動車排気系部材、特に最高温度が１０００℃程度に達するエキゾーストマニホールド用部材として、最適な特性を持つものを検討してきた。エキゾーストマニホールド材として要求される特性は、耐熱性（高温強度、耐酸化性）と加工性である。
必要特性の目標値として、
（ａ）高温強度：９５０℃での０．２％耐力１５ＭＰａ以上、
（ｂ）耐酸化性：９５０℃、２００時間での大気中連続酸化試験において、スケール剥離 量が０．５ｍｇ／ｃｍ² 以下、
（ｃ）加工性：常温の平均伸び値が３０％以上、平均ｒ値が１．２以上、できれば１．３ 以上、
の全てを満足することとした。

これらの目標達成のために、成分元素の最適化と製造プロセスの構築を行った。
その結果、
（１）高温強度を満足するためには、０．３％以上のＮｂと１．０％以上のＭｏの複合添 加（高Ｎｂ高Ｍｏ添加）が必須である。
（２）耐酸化性を満足することと加工性向上のために、耐酸化性を向上しつつ、加工性の 劣化が少ないＣｒ量を１５％以上として、耐酸化性を増強する効果を持つが加工性を 顕著に劣化させる、Ｓｉ，Ｍｎ量の削減を図った。
（３）高Ｎｂ高Ｍｏ添加の下で、加工性を満足するためには、Ｃ，Ｎをできるだけ低減し 、Ｔｉ添加と熱延板焼鈍の最適化により、高伸びと高ｒ値を達成した。

本発明の最大のポイントは上記（３）であり、（１）、（２）の要求特性から設定された成分系で如何に加工性を向上させ得るかにあった。特にｒ値（ランクフォード値、塑性ひずみ比）の向上が求められた。
本発明者らは、成分系および製造プロセスの詳細な検討を行い、優れた加工性を得るためには冷延前組織の作りこみが重要であることを見出した。すなわち、本発明の成分の熱延板を８００〜９５０℃の範囲で熱延板焼鈍を行うことにより、優れた加工性が得られることを見出した。

図１は、熱延板焼鈍温度と平均ｒ値の関係を示す一例である。同図から、Ｔｉ無添加の場合でも熱延板焼鈍温度が８００〜９００℃の範囲で比較的高い平均ｒ値が得られるが、Ｔｉ添加の場合、さらに高い平均ｒ値が得られることがわかる。
また図２に、Ｔｉ量と平均ｒ値の関係を示す。同図から、Ｔｉ量が０．００５％の場合は、Ｔｉが少なすぎて添加効果がほとんど見られない。しかし、Ｔｉ量が０．０５％になると顕著なｒ値向上効果が見られ、０．０５％から０．２５％の範囲で平均ｒ値が１．３以上と優れた値を示す。

このＴｉ添加によるｒ値向上効果の理由は明らかでないが、次のように考えられる。
すなわち、Ｍｏ，Ｎｂは、本発明の範囲の量では熱延板焼鈍時に炭窒化物やラーフェス相としてある程度析出する。Ｍｏ，Ｎｂの析出の結果、母相の固溶Ｍｏ量、固溶Ｎｂ量が減少したため、冷延前組織としてｒ値に有利となった。さらに、Ｔｉ無添加ではこの熱延板焼鈍温度では再結晶しないが、Ｔｉ添加により再結晶温度が低下して、この熱延板焼鈍温度範囲で再結晶が起こるようになった。この再結晶により冷延前組織の微細化が達成されるので、ｒ値向上に有利である。この２つの効果の重ね合わせにより、本発明の成分系で高いｒ値が得られたものと考えられる。
本発明者らは、以上の知見を基にさらに詳細な検討を進め、本発明を完成させた。

次に、本発明の各成分に関する限定理由を述べる。
Ｃは、加工性、耐食性を劣化させるため、できるだけ少ないほうが好ましい。そこで本発明では、炭窒化物として固定して有害作用を除去するが、そのための固定元素であるＴｉの添加量をできるだけ少なくするため、Ｃの上限の含有量は０．０１５％以下とする。ただし、Ｃ量を０．００２％未満にすることは精錬上過大なコスト負担を強いられることになるため、０．００２％以上が好ましい。

Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であり、耐熱ステンレス鋼には０．３〜１％程度添加されるのが通例であった。特にＣｒ含有量が１４％程度の場合、健全なＣｒ₂ Ｏ₃ スケールを形成するためにはＳｉが必須の元素となる。しかし、ＳｉはＣｒ₂ Ｏ₃ 皮膜と母相との密着性を阻害する元素でもあり、多量の添加はスケールが剥離しやすくなり好ましくない。そこで本発明者らは詳細な検討を重ね、Ｃｒを１５％以上含有している場合、Ｓｉ添加量が少なくても充分に耐酸化性を保てることを明らかにした。この知見によれば、Ｓｉが少ない程加工性の向上が見込めるため、Ｓｉの上限は０．２５％とした。一方、Ｓｉを０．１０％未満とすることは精錬上過大なコスト負担を強いられることになるため、０．１０％を下限とした。なお、Ｓｉ量を０．１５％未満にすることは耐酸化性を劣化させる懸念があるため、好ましくは０．１５％以上０．２５％以下である。

Ｍｎは、鋼中に不可避的に含まれる成分であるが、耐酸化性を向上する元素であると考えられていて、特にＳｉと共存する場合、Ｓｉによるスケール剥離を抑制する効果をもつ。しかしながら、Ｍｎは酸化増量を増加させる傾向を持つ元素である。本発明のように、１５％以上のＣｒ含有量でＳｉを低減させた場合、Ｍｎも低減できる。その結果、加工性の向上も期待できる。そこで本発明では酸化増量の許容範囲を考慮して、Ｍｎの上限を０．３０％以下とする。一方、Ｍｎ量を０．１０％未満にすることは精錬上過大なコスト負担を強いられることになるため、０．１０％を下限とした。Ｍｎを低下させ過ぎると耐酸化性の劣化を招く懸念があるため、より好ましくは０．１５〜０．３０％である。
また、Ｓｉ＞Ｍｎとなると、Ｍｎの耐スケール剥離効果が不十分でスケール剥離を起こす懸念があるので、Ｓｉ≦Ｍｎとする。

Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる成分であるが、０．０４０％を超えて含有すると溶接性が低下するために、０．０４０％を上限とした。
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる成分であるが、０．０２０％を超えて含有するとＭｎＳの形成量の増大により耐食性を低下させるので、０．０２０％を上限とした。

Ａｌは、脱酸元素として非常に有用である。本発明おいては、Ｓｉを極めて低レベルに制限するため、脱酸元素としてＡｌの添加が必須である。十分な脱酸を行うためには、脱酸後の鋼中のＡｌ量は０．００１％以上とする必要がある。しかし、過剰に添加すると加工性を劣化させるとともに内部酸化による高温疲労強度が低下するため、その上限を０．２０％とする。

Ｎは、鋼中に含まれる不可避的不純物であり、Ｃと同様に加工性の劣化、および溶接性が低下するため、できるだけ少ないことが好ましい。そこでＮの許容量の上限を０．０１５％以下とした。なお、０．００５％未満にすることは精錬上過大なコスト負担を強いられることになるため、０．００５％以上が好ましい。

Ｃｒは、保護性のあるＣｒ₂ Ｏ₃ 皮膜を形成し耐酸化性を向上させる元素である。Ｃｒが１５．０％未満の場合、健全なＣｒ₂ Ｏ₃ 皮膜が形成され難く、耐酸化性を強化するためにＳｉ，Ｍｎの添加を必要とする。そこで本発明では、Ｓｉ，Ｍｎの効果を期待することなく耐酸化性を得ることのできる下限のＣｒ量を１５．０％とした。また、２０．０％を超えてＣｒを含有すると加工性が低下するため、上限を２０．０％とする。耐酸化性と加工性のバランスから、より好ましくは１５．５〜１８．５％である。

Ｎｉは、不可避的不純物であるが、加工性を劣化させない０．５％までの含有は許容される。
Ｍｏは、高温強度を確保するために必要な元素である。また耐酸化性、耐食性を向上させる効果もある。よって１．０〜２．５％の範囲で添加する。１．０％未満では充分な高温強度が得られず、２．５％超添加すると加工性の劣化および酸洗時のデスケール性の劣化の問題が生じるからである。
Ｖは、不可避的不純物であるが、熱間圧延での疵発生の問題のない０．２％以下の含有は許容される。

Ｔｉは、（１）ＮｂよりＣ，Ｎと結びついて炭窒化物を形成しやすいため、高温強度に有効であるが高価なＮｂの消費を抑制できること、（２）Ｔｉ添加により再結晶温度が低下するため、Ｎｂ系析出物を充分に析出させる温度での熱延板焼鈍において、再結晶を十分起こさせることができることの２点の効果を狙って添加する。しかし、３×（Ｃ＋Ｎ）％未満ではその効果が乏しく、０．２５％を超えると、固溶Ｔｉが増えて再結晶温度が上昇するため、３×（Ｃ＋Ｎ）〜０．２５％以下とする。なお、図２に示すように、顕著なｒ値向上効果を示している４×（Ｃ＋Ｎ）〜０．１５％の範囲がより好ましい。

Ｎｂは、Ｍｏとともに高温強度を確保するために必要な元素である。加えて、ＴｉとともにＣ，Ｎを炭窒化物として固定する機能がある。しかし、０．３％未満では必要な高温強度が確保できない。また１．０％を超えて添加すると、本発明の製造方法をもってしても加工性が劣化する。そのため０．３〜１．０％とする。なお、高温強度と加工性のバランスからは０．４〜０．６％が好ましい。

さらにＣとＮとは、その総和（Ｃ＋Ｎ量）が０．０２０％を超えると加工性が低下するため、Ｃ＋Ｎ量を０．０２０％以下とする必要がある。また、本発明ではＣ，Ｎを炭窒化物として固定するために主にＴｉを用いるが、高温強度を高めるために固溶Ｎｂとして温存させるべきＮｂもＣ，Ｎと炭窒化物を形成して消費されてしまう。そこで、高価なＮｂの歩留向上のためには、Ｃ＋Ｎ量は０．０１５％以下が好ましい。
以上の成分設計で、耐熱性（高温強度、耐酸化性）および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を得ることが可能となる。

これらの元素に加えて、以下の元素を添加しても良い。
Ｃｕは、耐食性を向上させる元素であるが、０．１％未満ではその効果を期待できない。一方、１．０％を超えて添加すると加工性が劣化する。そのためＣｕの添加量は０．１〜１．０％とする。耐食性と加工性のバランスからは、０．１〜０．５％の範囲がより好ましい。

Ｂは、二次加工性を向上させる元素であるが、０．０００３％未満ではその効果を期待できない。一方、０．００５０％を超えて添加すると（一次）加工性が劣化する。そのためＢの添加量は０．０００３〜０．００５０％とする。なお、一次、二次加工性のバランスの観点からは、０．０００３〜０．００２０％の範囲がより好ましい範囲である。

本発明の鋼板の板厚は、エキゾーストマニホールド等の自動車排気系部材用として、板厚１〜３ｍｍとするのが好ましい。１ｍｍ未満では本発明によらずとも優れた加工性が得られやすく、３ｍｍ超では、本発明の方法をもってしても優れた加工性を得られにくいからである。

自動車の燃費向上、高出力化により、排ガス温度が９５０℃前後まで上昇してきていることから、９５０℃での性能が耐熱性の指標として最適であり、自動車排気系部材としての必要性から高温強度として、９５０℃での０．２％耐力が１５ＭＰａ以上であることが好ましい。ここでの高温強度の測定はＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行うこととする。また、測定する試験片の方向は圧延方向（Ｌ方向）とする。
さらに耐酸化性は、９５０℃、２００時間の大気中酸化試験で酸化スケールの剥離量が０．５ｍｇ／ｃｍ² 以下であれば金属面が露出するような剥離状況に至らないため、実用上問題ない。スケール剥離のない場合がさらに好ましい。

なお、大気中酸化試験による酸化増量および剥離量の評価については、以下のようにして評価する。
まず、試験片を、１辺２０ｍｍの正方形とし、表面および側面を研磨し、＃４００仕上げとして準備する。次に、試験前に質量測定を行った試験片を９５０℃に加熱した炉内に挿入する。２００時間経過後、炉から取り出した試験片を直ちに、予め空の状態で質量を測定したふた付の金属容器に収納し空冷する。
加熱冷却後の試験片質量について、まず金属容器ごと質量測定を行い、次に試験片を金属容器より取りだし、試験片のみの質量測定を行う。これらの質量測定結果から、酸化増量は、容器入り酸化試験片質量より酸化前試験片質量および空容器質量を差し引き、試験片表面積で除した単位面積当たりの値で評価する。またスケール剥離量は、容器入り酸化後試験片質量より酸化後試験片質量および空容器質量を減じて、試験片表面積で除した単位面積当たりの値で評価する。

加工性に関しては、常温の伸びとｒ値が指標として最適である。鋼板の圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向をそれぞれＬ，Ｄ，Ｃ方向とし、それぞれの方向の伸びをＥｌ（Ｌ），Ｅｌ（Ｄ），Ｅｌ（Ｃ）、ｒ値をｒＬ，ｒＤ，ｒＣとして、平均伸び値＝｛Ｅｌ（Ｌ）＋２×Ｅｌ（Ｄ）＋Ｅｌ（Ｃ）｝／４、平均ｒ値＝（ｒＬ＋２×ｒＤ＋ｒＣ）／４で求められる、平均伸び値が３０％以上、ｒ値が１．４以上であることが好ましい。常温の伸びの測定は、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。使用した試験片は全てＪＩＳ Ｚ ２２０１に定められている１３Ｂ号試験片である。

また、本発明の鋼板の結晶粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定されている粒度番号で５〜８番が好ましい。５番未満であると、加工時にオレンジピールと呼ばれている肌荒れが起きやすく、８番超では加工性が劣化するからである。結晶粒度の測定はＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行うことができる。

本発明の鋼板の板厚の１／２の深さでの圧延面の結晶方位は、以下のようにして定める。すなわち、本発明の鋼板の板厚の１／２深さの面の１１１回折の積分強度と２００回折の積分強度をＸ線回折法で測定する。次に、無方向性試料の１１１回折の積分強度と２００回折の積分強度をＸ線回折法で測定する。本発明の鋼板の１１１回折積分強度を無方向性資料の１１１回折の積分強度で除した値を１１１ランダム回折強度とする。同様の２００ランダム回折強度も求める。そして、この１１１ランダム回折強度と２００ランダム回折強度の比（積分強度比＝Ｘ線回折の１１１ランダム回折強度／Ｘ線回折の２００ランダム回折強度）を鋼板の板厚の１／２深さでの圧延面の結晶方位とする。そして、この積分強度比が５未満であると必要なｒ値が得られないことから好ましくない。この比の上限は特に定めないが、４０超とすることは技術的に非常に困難である。

本発明の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、通常、所定の成分系に溶製した後、インゴット、スラブ等の鋼片とし、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、酸洗を経て、製品とする。

この工程において、本発明の最も重要な工程は、熱延板焼鈍である。本発明のステンレス鋼は高Ｎｂ高Ｍｏ含有のため、熱延板でほとんど再結晶は起こっていないため、このままの組織で冷間圧延、最終焼鈍を行っても優れた加工性は得られない。そこで、熱延板焼鈍で冷延前組織の造りこみを行う。その熱延板焼鈍は、８００〜９５０℃で行う。８００℃未満であると再結晶が起こらないため、製品状態でのｒ値が低下し、加工性が劣化するため好ましくない。９５０℃超であると、Ｎｂ、Ｍｏの析出量が少なくなり、母相中の固溶Ｎｂ、固溶Ｍｏ量も低下しないことから、製品状態でのｒ値が低下し、加工性も劣化するため好ましくない。
８５０〜９５０℃であれば、組織微細化と母相中の固溶Ｎｂ、固溶Ｍｏ量の低下の両面で、よりｒ値向上に有利な組織となるため好ましい。焼鈍時間は特に定めないが、１０秒〜１０時間が好ましい。１０秒未満では焼鈍効果のばらつきが大きくなり好ましくなく、１０時間超では粒成長が進みすぎて、ｒ値向上に不利な組織になりやすくなるため好ましくない。製造コストの面からは１時間未満とする方がより好ましい。最も好ましい熱延板焼鈍条件は、焼鈍温度が８５０〜９５０℃、焼鈍時間が１０秒以上１時間未満である。

さらに冷間圧延は、直径３００ｍｍ以上のワークロールを用いて行うと、ｒ値が向上するため好ましい。直径３００ｍｍ未満ではｒ値向上効果が小さいため好ましくない。ワークロール径の上限は特に定めないが、ワークロール径が大きくなるほど、ハウジング、モータ等の大型化が必要となり設備コスト上昇を伴うので、直径１０００ｍｍ以下とするのが好ましい。

その他の製造条件は特に定めないが、以下の条件が好ましい。
熱間圧延において、インゴットまたはスラブの加熱温度は１１００〜１３００℃が好ましい。１０００℃未満では熱間圧延時に線状疵が多発し、１３００℃超ではスケールが強固になり酸洗性を損なうためである。
熱間圧延の開始温度は、１０５０〜１３００℃とするのが好ましい。１０５０℃未満では線状疵が多発し、また１３００℃超ではスケールが強固になり酸洗性を損なうためである。

熱延の終了温度は、７５０〜９００℃とするのが好ましい。７５０℃未満では、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ロール寿命を低減させるためである。また９００℃超とするためには、熱間圧延中に鋼板の温度低下を防ぐ設備が必要であり製造コストが高くなるためである。コストミニマムの観点から７８０〜８８０℃がより好ましい。

熱間圧延率は、熱間圧延率（％）＝｛（インゴットまたはスラブ厚−熱間圧延後の板厚）／（インゴットまたはスラブ厚）｝×１００で規定される熱間圧延率が９０％以上であることが好ましい。この値が９０％未満であると熱間圧延後の熱延板に蓄積される歪が少なく、本発明の重要工程である熱延板焼鈍において、再結晶が起こり難くなるためである。加工性向上のためには９５％以上がさらに好ましい。

冷間圧延率は、冷間圧延率（％）＝｛（冷間圧延前の板厚−冷間圧延後の板厚）／（冷間圧延前の板厚）｝×１００で規定される冷間圧延率が５０〜８０％であることが好ましい。５０％未満であると、本発明をもってしても加工性に優れた鋼板を得ることは困難であるためである。また冷延後の板厚が１〜３ｍｍの場合、冷間圧延率を８０％超とするには、冷延前の板厚を厚くして冷間圧延を行う必要があり、冷間圧延機にかかる負荷が過大となるためである。

最終焼鈍温度は、１０００〜１１００℃が好ましい。１０００℃未満では、本発明の高Ｎｂ高Ｍｏ鋼は粒成長が不十分となり加工性が劣化するとともに、熱延板焼鈍で析出したＮｂ，Ｍｏ含有析出物の溶解が不十分なため、高温強度を確保するための固溶Ｎｂ、固溶Ｍｏが不足するためである。一方、１１００℃超では、粒成長が進みすぎて結晶粒径が大きくなりすぎ、加工時に肌荒れを起こすためである。

表１に示す化学成分を有する溶鋼を溶製し厚み２００ｍｍの鋼片とした後、１２５０℃に加熱して熱間圧延を行い、板厚５ｍｍの熱延板を得た。このとき、熱延開始温度は１２００〜１２５０℃、熱延終了温度は８００〜８８０℃であった。その後、熱延板を９００℃に加熱して６０秒保持する熱延板焼鈍を行った。さらに、直径４００ｍｍのワークロールを用いて冷間圧延を行って２ｍｍ厚の冷延板にした後、１０５０℃に加熱して、６０秒保持する最終焼鈍を行い、ふっ酸にて酸洗を行って得た鋼板を供試鋼とした。

常温の引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。測定した試験片の方向は、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向と４５°方向（Ｄ方向）、圧延方向と９０°方向（Ｃ方向）の３方向であり、それぞれの全伸びＥｌ（Ｌ），Ｅｌ（Ｄ），Ｅｌ（Ｃ）と平均伸び値を求めた。ｒ値測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して行った。測定した試験片の方向は引張試験と同じ３方向であり、それぞれのｒ値ｒＬ，ｒＤ，ｒＣと平均ｒ値を求めた。使用した試験片はすべてＪＩＳ Ｚ ２２０１に定められた１３Ｂ号試験片である。
高温引張試験は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行った。測定した試験片の方向は圧延方向（Ｌ方向）である。

酸化試験は大気中で行った。試験片の形状は、１片２０ｍｍの正方形で、表面および側面を研磨し、＃４００仕上げとした。酸化増量および剥離量の評価方法は以下のように行った。
試験前に質量測定を行った試験片を、９５０℃に加熱した炉内に挿入し、２００時間経過後に炉から取り出し、直ちに、予め空の状態で質量を測定したふた付の金属容器に収納し空冷する。まず金属容器ごと質量測定を行い、次に試験片を金属容器より取りだし、試験片のみの質量測定を行った。
これらの質量の測定結果から、酸化増量は、容器入り酸化試験片質量より酸化前試験片質量および空容器質量を減じて差し引き、試験片表面積で除した値で評価した。またスケール剥離量は、容器入り酸化後試験片質量より酸化後試験片質量および空容器質量を減じて、試験片表面積で除した値で評価した。
供試鋼の結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して、切断法によって行った。

供試鋼の圧延面の結晶方位は、Ｘ線回折法を用いて行った。板厚の１／２まで切削した後、研磨仕上げを行った試験片を用いて、１１１回折強度および２００回折強度を測定するとともに、粉末から作製した無方向性試験片についても同様の測定をし、その値で除した、１１１ランダム回折積分強度［Ｉ（１１１）］と２００ランダム回折積分強度［Ｉ （２００）］を求め、さらにその比、Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）を求め、圧延面の結晶方位の指標とした。

表２に、常温引張試験結果、９５０℃での高温引張試験結果、９５０℃×２００時間の大気中酸化試験の結果、および供試鋼の圧延面の結晶方位を表す積分強度比［Ｉ（１１１）／Ｉ（２００）］を示す。
Ａ鋼からＧ鋼までは、１６％Ｃｒ−１．５％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ鋼をベースに、Ｔｉ量のみを変化させた供試鋼である。本発明鋼であるＢ鋼からＦ鋼までは、高温強度が１５ＭＰａ以上あり、酸化試験におけるスケール剥離もなく、耐熱性に優れているとともに、平均伸び値は３０％以上有り、平均ｒ値も１．３以上と優れた加工性を示している。
一方、Ｔｉ量が０．００１％と少ないＡ鋼は、平均伸び値、平均ｒ値が１．１と低く、加工性が充分でない。また、Ｔｉ量が０．３％と多すぎるＧ鋼も、平均ｒ値が１．１と低く、加工性が充分でない。

Ａ鋼からＧ鋼までを用いて、Ｔｉ量と平均ｒ値の関係を示した図が図２である。本発明範囲からＴｉ量が少なすぎる場合も、多すぎる場合も平均ｒ値が低くなることが明らかである。
表２において、Ｈ鋼からＲ鋼までは本発明範囲を中心に含有成分を変化させたものである。本発明鋼であるＨ鋼からＭ鋼までは、優れた耐熱性と優れた加工性を示している。
これらに対し、Ｃ，Ｎ量の高いＮ鋼は加工性が充分でなく、Ｓｉ，Ｍｎ量の高すぎるＯ鋼も加工性が充分でなく、Ｎｉ量が高いＰ鋼も加工性が充分でない。また、Ｎｂ，Ｍｏが低いＱ鋼は、高温強度が充分ない。さらに、Ｍｏが低すぎるＲ鋼は加工性が充分でないばかりか、最終焼鈍後の酸洗でスケール残りが発生した。

表１のＡ鋼およびＤ鋼と同じ成分の鋼塊を溶製し、表３に示す製造条件で鋼板を作製した。Ａ１〜Ａ７鋼がＡ鋼と同じ成分、Ｄ１〜Ｄ１９鋼がＤ鋼と同じ成分である。その後、これらを供試鋼して、実施例１と同じ評価試験を行った。その結果を表４に示す。
Ａ１〜Ａ７鋼、Ｄ１〜Ｄ７鋼は、中間焼鈍の温度を変化させたものである。Ａシリーズ（Ａ１〜Ａ７鋼）はＴｉ量無添加鋼（Ｔｉ量：不純物レベルの０．００１％）であり、Ｄシリーズ（Ｄ１〜Ｄ７鋼）はＴｉ量０．１５％添加鋼である。

表４において、Ａシリーズ、Ｄシリーズともに、耐熱性は充分であるが、加工性、特にｒ値で差がある。図１に中間焼鈍温度と平均ｒ値の関係を示すが、Ｔｉ無添加鋼であるＡ鋼は平均ｒ値が最大で１．１５であるのに対し、本発明鋼でありＴｉ添加鋼であるＤシリーズでは、中間焼鈍温度が８００℃から９５０℃の範囲で、平均ｒ値が１．３以上を示し、優れた加工性を示すことが明らかである。

次にＤ８〜Ｄ１９鋼は、Ｄ鋼の成分で製造条件を変えて製造した供試鋼である。Ｄ８〜Ｄ１０鋼は最終の板厚を変化させた供試鋼である。
板厚が３．２ｍｍと厚いＤ８鋼は、冷間圧延率が約４７％と低いため、平均伸び３０％、平均ｒ値が１．２とやや低めである。板厚が０．８ｍｍと薄いＤ１０鋼は優れた加工性を示すが、本発明の製造方法以外でもこの程度の値を得ることは可能である。
Ｄ１１，Ｄ１２鋼は、冷間圧延ワークロールの直径を変えたものである。本発明の製造方法の範囲である直径３００ｍｍのワークロールを使用したＤ１１鋼は、平均ｒ値１．４と優れた加工性を示すが、直径１００ｍｍのワークロールを使用したＤ１２鋼は、平均ｒ値１．２とやや低めである。

Ｄ１３，Ｄ１４鋼は、最終焼鈍温度を変えたものであるが、最終焼鈍温度が１１３０℃と高いＤ１３鋼は、加工性は優れた値を持つが、結晶粒度番号が５．５番と小さく、結晶粒が大きいので肌荒れが懸念される。最終焼鈍温度が９５０℃と低いＤ１４鋼は、粒成長しにくいため結晶粒度番号が８．５と大きく、そのため平均ｒ値が１．２とやや低位である。
Ｄ１５，Ｄ１６鋼は、インゴットの厚みを変えたものであり、８０ｍｍとインゴット厚みが薄いＤ１５鋼は、熱間圧延の圧延率が９４％と低く、平均伸び値３０％、平均ｒ値１．３と低めのレベルであるが、１６０ｍｍであるＤ１６鋼は、圧延率９７％と充分で、平均伸び値３２％、平均ｒ値１．５と優れた値を示す。
Ｄ１７〜Ｄ１９鋼は熱延条件を変化させたものであるが、本発明の好ましい範囲にあるため、優れた加工性が得られている。
以上から、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、優れた耐熱性と優れた加工性を持っていることは明らかである。

１６％Ｃｒ−１．５％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ系ステンレス鋼板の、平均ｒ値に及ぼすＴｉ添加と熱延板焼鈍温度の影響の一測定例を示す図である。 １６％Ｃｒ−１．５％Ｍｏ−０．５％Ｎｂ−Ｔｉ系ステンレス鋼板の、平均ｒ値に及ぼすＴｉ添加量の影響の一測定例を示す図である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１５％以下、
   Ｓｉ：０．１０〜０．２５％、
   Ｍｎ：０．１０〜０．３０％、
   Ｐ ：０．０４０％以下、
   Ｓ ：０．０２０％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．２０％、
   Ｎ ：０．０１５％以下、
   Ｃｒ：１５．０〜２０．０％、
   Ｎｉ：０．５％以下、
   Ｍｏ：１．０〜２．５％、
   Ｖ ：０．２％以下、
   Ｔｉ：３×（Ｃ＋Ｎ）〜０．２５％、
   Ｎｂ：０．３〜１．０％
   を含有し、さらに前記Ｃ，Ｎは、
   Ｃ＋Ｎ：０．０２０％以下
   の関係を満たし、さらに前記Ｓｉ，Ｍｎは、
   Ｓｉ≦Ｍｎ
   の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
2. さらに質量％で、
   Ｃｕ：０．１〜１．０％
   を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
3. さらに質量％で、
   Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％以下
   を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
4. 前記フェライト系ステンレス鋼は、板厚が１〜３ｍｍであり、かつ、９５０℃での０．２％耐力が１５ＭＰａ以上、常温での平均伸び値が３０％以上、平均ｒ値 （平均ランクフォード値）が１．３以上であるフェライト系ステンレス鋼板であることを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
5. 前記フェライト系ステンレス鋼の結晶粒径が結晶粒度番号で５〜８番であることを特徴とする、請求項４に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
6. 板厚の１／２深さにおける圧延面の結晶方位が、次式で定義される積分強度比で５以上であることを特徴とする、請求項４または５に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。
   積分強度比＝Ｘ線回折の１１１ランダム回折強度／Ｘ線回折の２００ランダム回折強度
7. 請求項１ないし３のいずれか１項に記載の鋼成分の鋼片を、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、最終焼鈍、酸洗を行って請求項４ないし６のいずれか１項に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を製造する際に、前記熱延板焼鈍の焼鈍温度を８００〜９５０℃とすることを特徴とする、耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
8. 前記冷間圧延に際し、直径３００ｍｍ以上のワークロールを用いることを特徴とする、請求項７に記載の耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
   

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