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WO2018139207A1 - フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018139207A1
WO2018139207A1 PCT/JP2018/000559 JP2018000559W WO2018139207A1 WO 2018139207 A1 WO2018139207 A1 WO 2018139207A1 JP 2018000559 W JP2018000559 W JP 2018000559W WO 2018139207 A1 WO2018139207 A1 WO 2018139207A1
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WO
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rolling
hot
content
steel sheet
less
Prior art date
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PCT/JP2018/000559
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English (en)
French (fr)
Inventor
正崇 吉野
光幸 藤澤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to JP2018521321A priority patent/JP6384640B1/ja
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Priority to US16/480,785 priority patent/US20200002779A1/en
Priority to EP18745041.6A priority patent/EP3556880A4/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless hot-rolled steel sheet excellent in punching workability suitable for application to a flange or the like and a method for producing the same.
  • an exhaust gas recirculation (EGR) system in which exhaust gas generated from an automobile engine is used again as intake air for the engine is being applied. Exhaust gas generated from the engine is supplied to the engine again after passing through an EGR cooler for lowering the gas temperature.
  • EGR exhaust gas recirculation
  • each exhaust system component is fastened via a flange in order to prevent gas leakage.
  • the flange applied to such an exhaust system part needs to have sufficient rigidity. For this reason, a thick flange (for example, a plate thickness of 5 mm or more) is applied to such an exhaust system component.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.030% or less, Si: 2.00% or less, Mn: 2.00% or less, P: 0.050%
  • a composition comprising S: 0.040% or less, Cr: 10.0 to 25.00%, N: 0.030% or less, Nb: 0.01 to 0.80%, the balance Fe and inevitable impurities.
  • An Nb-containing ferritic stainless steel hot rolled coil having a thickness of 5.0 to 10.0 mm having a hardness of 190 HV or less and a Charpy impact value at 25 ° C. adjusted to 20 J / cm 2 or more is disclosed. .
  • the present invention provides a ferritic stainless hot-rolled steel sheet and a method for producing the same that solve such problems, have sufficient corrosion resistance, and can suppress cracking when punching a thick flange with a crank press. For the purpose.
  • the present inventors have performed a punching process to a thick flange without causing cracks by a processing method having a relatively high processing speed such as a crank press.
  • the threshold stress intensity factor K IC of the steel sheet should be increased.
  • the critical stress intensity factor K IC to 25 MPa ⁇ m 1/2 or more, even when a processing method with a high processing speed such as a crank press is performed, punching when punching into a thick flange is performed. It has been found that cracking at the end face can be effectively suppressed, and that it can be sufficiently put into practical use for a thick flange.
  • the inventors of the present invention have made a detailed study in order to solve the problem.
  • the workability is conventionally the Charpy impact value which have been used can not be accurately evaluated, but found to be able to accurately evaluate in critical stress intensity factor (Threshold stress Intensity factor)
  • K IC is a toughness evaluation index plank fields. This is because with thin steel plates with a thickness of less than 5.0 mm, the plastic deformation region near the punched end surface during processing is larger than the plate thickness, so the fracture phenomenon associated with forming is uniquely handled by fracture mechanics.
  • the plastic deformation region near the punched end surface during processing sufficiently satisfies the small-scale yield state where the thickness is sufficiently small relative to the plate thickness. Therefore, it can be considered that the fracture phenomenon associated with the predetermined processing can be handled by the stress intensity factor, which is a quantitative index of fracture mechanics, and particularly the critical value, that is, the critical stress intensity factor K IC can be accurately evaluated. .
  • the present inventors have investigated in detail the relationship between the presence or absence of cracks and the critical stress intensity factor K IC when punching into a flange of a predetermined shape by a crank press.
  • the critical stress intensity factor K IC 25 MPa ⁇ m 1/2 or more, it is possible to effectively suppress the occurrence of cracks at the punched end face when punching into a thick flange with a crank press. It has been found that it can be practically used for thick flanges.
  • component composition in mass%, Ti: 0.01 to 0.30%, V: 0.01 to 0.20%, Zr: 0.01 to 0.20%, REM: 0.00.
  • the ferritic stainless hot-rolled steel sheet according to any one of the above [1] to [3] containing [5] The method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4] above, wherein the final three passes of finish rolling are performed in a hot rolling step in which finish rolling is performed for three or more passes. In a temperature range of 800 to 1100 ° C. and a cumulative rolling reduction ratio of the final three passes of 25% or more.
  • the critical stress intensity factor K IC was obtained by taking a CT test piece compliant with ASTM E399 from the center of the plate width so that the fatigue precrack is in the direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis is in the rolling parallel direction, and ASTM E399. It refers to the stress intensity factor obtained by testing according to the above.
  • a ferritic stainless hot rolled steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent toughness capable of suppressing cracking when punching a thick flange with a clamp press can be obtained.
  • sufficient corrosion resistance in the present invention refers to a salt spray cycle test ((salt spray (5 mass%) specified in JIS H8502) on a steel plate whose end face is sealed after polishing the surface to be evaluated with # 600 emery paper. (NaCl, 35 ° C., spraying 2 hr) ⁇ drying (60 ° C., 4 hr, relative humidity 40%) ⁇ wetting (50 ° C., 2 hr, relative humidity ⁇ 95%)))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))))
  • the critical stress intensity factor K IC obtained by sampling in a direction perpendicular to the direction of stress and parallel to the rolling direction and testing in accordance with ASTM E399 is 25 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.001 to 0.020%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.001 to 0.020%, Cr: 11.0 to 24.0%, Ni: 0 .01 to 2.00%, Nb: 0.12 to 0.80%, the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, and a critical stress intensity factor K IC of 25 MPa ⁇ m 1/2 That's it.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.001 to 0.020%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00. %, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.50%, N: 0.001 to 0.020%, Cr: 13.0 to 24.0% , Ni: 0.01-0.60%, Nb: 0.12-0.80%, with the balance being a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, with a critical stress intensity factor K IC of 25 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the critical stress intensity factor K IC was obtained by collecting CT specimens in accordance with ASTM E399 from the center of the plate width so that the fatigue precrack is in the direction perpendicular to the rolling and the stress axis is in the direction parallel to the rolling, and in accordance with ASTM E399. Refers to the stress intensity factor obtained by testing.
  • the present inventors have described in detail the cause of cracks generated by punching with a crank press into a flange having a hole with a diameter of 30 mm using various ferritic stainless steel hot-rolled steel sheets with a thickness of 5.0 mm. It was examined. As a result, in the above-mentioned steel plate where cracking occurred, in the vicinity of the central portion of the thickness of the punched end surface portion, a microcrack occurred in a direction perpendicular to the punching direction, and it was confirmed that cracking occurred due to its progress. I found it.
  • the present inventors examined in detail the relationship between the occurrence and propagation of this microcrack and the material properties. As a result, it has been found that the growth of microcracks tends to occur as the critical stress intensity factor of the steel sheet decreases. Therefore, as a result of attempting to punch the flange using various ferritic stainless steel hot-rolled steel plates (plate thickness 5.0 mm), the critical stress intensity factor obtained by a predetermined measurement method is 25 MPa ⁇ m 1/2. It was found that no cracking occurred in the steel plate as described above, and it was likely to occur in a steel plate having a pressure lower than 25 MPa ⁇ m 1/2 .
  • the present inventors conducted a detailed investigation of steel components and hot rolling conditions in order to examine a technique for improving the limit stress intensity factor in a ferritic stainless hot rolled steel sheet.
  • the ferritic stainless steel having an appropriate component the final three passes in the hot rolling process in which finish rolling consisting of multiple passes is performed in the temperature range of 800 to 1100 ° C., and the cumulative reduction ratio of the final three passes.
  • the thickness of the ferritic stainless hot rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably 5.0 mm or more because it is desirable that the thickness be applicable to a thick flange.
  • board thickness is although it does not specifically limit, 15.0 mm or less is preferable and 10.0 mm or less is more preferable.
  • the present inventors diligently studied the method of effectively and sufficiently imparting the rolling strain to the plate thickness center portion of the steel sheet in the hot rolling process from both the steel component and hot rolling methods.
  • the final three passes of finish hot rolling are controlled within an appropriate temperature range, and rolling is performed with a large cumulative reduction ratio, so that the rolling strain reaches the center of the plate thickness. It was found that it was given sufficiently and effectively.
  • the final three passes of finish hot rolling are controlled within an appropriate temperature range, and rolling is performed at a large cumulative reduction ratio, thereby recovering rolling strain. It was found that the rolling strain was sufficiently and effectively applied to the center part of the sheet thickness while suppressing, and a predetermined critical stress intensity factor K IC was obtained.
  • % indicating the component composition means mass%.
  • the C content is in the range of 0.001 to 0.020%.
  • the C content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more. Further, the C content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less.
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Si has an effect of concentrating on an oxide film formed at the time of welding to improve the corrosion resistance of the welded portion, and is also an element useful as a deoxidizing element in the steel making process. These effects are obtained by containing 0.05% or more of Si, and the effect increases as the content increases.
  • Si is contained in excess of 1.00%, the rolling load increases in the hot rolling process and a significant scale is generated.
  • the pickling property decreases due to the formation of the Si concentrated layer on the steel sheet surface layer.
  • the Si content is set to 0.05 to 1.00%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more.
  • Si content becomes like this. Preferably it is 0.60% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00% Mn has the effect of increasing the strength of the steel and also acts as a deoxidizer. In order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.05% or more of Mn. However, if the Mn content exceeds 1.00%, precipitation of MnS, which is a starting point of corrosion, is promoted, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 1.00%.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more. Further, the Mn content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • P 0.04% or less
  • P is an element inevitably contained in steel. However, it is preferably reduced as much as possible because it is an element harmful to corrosion resistance and workability. In particular, when the P content exceeds 0.04%, workability is remarkably lowered due to solid solution strengthening. Therefore, the P content is 0.04% or less. Preferably, the P content is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less S is an element inevitably contained in steel like P. However, it is preferably reduced as much as possible because it is an element harmful to corrosion resistance and workability. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the corrosion resistance significantly decreases. Therefore, the S content is 0.01% or less. Preferably, the S content is 0.008% or less. More preferably, the S content is 0.003% or less.
  • Al 0.001 to 0.50%
  • Al is an effective deoxidizer. Furthermore, since Al has a stronger affinity for N than Cr, when N penetrates into the welded portion, N is precipitated as Al nitride instead of Cr nitride, and has the effect of suppressing sensitization. These effects can be obtained by containing 0.001% or more of Al. However, it is not preferable to contain Al exceeding 0.50% because the penetration property during welding is lowered and the welding workability is lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.001 to 0.50%. The Al content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • N 0.001 to 0.020%
  • the workability and the corrosion resistance of the welded portion are significantly reduced. From the viewpoint of corrosion resistance, the lower the N content, the better.
  • reducing the N content to less than 0.001% requires refining for a long time, which is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity. . Therefore, the N content is in the range of 0.001 to 0.020%.
  • the N content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • N content becomes like this. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.012% or less.
  • Cr 11.0 to 24.0% Cr is the most important element for ensuring the corrosion resistance of stainless steel. If the content is less than 11.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained in an automobile exhaust gas atmosphere. On the other hand, when Cr is contained exceeding 24.0%, the toughness is remarkably reduced due to the formation of the ⁇ (sigma) phase, and in the present invention, a predetermined critical stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the Cr content is in the range of 11.0 to 24.0%.
  • the Cr content is preferably 13.0% or more, more preferably 14.0% or more, still more preferably 16.0% or more, and even more preferably 17.0% or more.
  • Cr content becomes like this. Preferably it is 21.5% or less, More preferably, it is 20.0% or less, More preferably, it is 18.5% or less.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel, and is an element that suppresses the progress of corrosion in a corrosive environment where a passive film is not formed and active dissolution occurs.
  • Ni is a strong austenite generating element, and has the effect of suppressing ferrite formation at the weld and suppressing sensitization due to precipitation of Cr carbonitride. This effect is obtained by containing 0.01% or more of Ni, and increases as the Ni content increases. However, when the Ni content exceeds 2.00%, workability is lowered and stress corrosion cracking is likely to occur. Furthermore, since Ni is an expensive element, an increase in the content of Ni causes an increase in manufacturing cost, which is not preferable. Therefore, the Ni content is set to 0.01 to 2.00%.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. Further, the Ni content is preferably 1.00% or less, more preferably 0.60% or less, further preferably 0.50% or less, and even more preferably 0.45% or less. .
  • Nb 0.12 to 0.80% Nb combines with C or N in the hot rolling process and precipitates as Nb carbonitride.
  • the precipitated Nb carbonitride has the effect of pinning dislocation movement and suppressing the rolling strain imparted by hot rolling from being eliminated by recovery. Thereby, the recovery
  • the above effect is obtained when 0.12% or more of Nb is contained.
  • the Nb content exceeds 0.80% the toughness may be lowered due to the generation of the Laves phase, and the rolling load in the hot rolling is significantly increased. Therefore, the hot rolling method provided by the present invention It becomes difficult to apply. Therefore, the Nb content is in the range of 0.12 to 0.80%.
  • the Nb content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. Moreover, Nb content becomes like this. Preferably it is 0.75% or less, More preferably, it is 0.60% or less.
  • the present invention is a ferritic stainless steel characterized in that it contains the above-mentioned essential components and the balance consists of Fe and inevitable impurities. Furthermore, as required, one or more selected from Cu, Mo, W and Co, or / or one selected from Ti, V, Zr, REM, B, Mg and Ca. Or 2 or more types can be contained in the following range.
  • Cu 0.01 to 1.50%
  • Cu is an element particularly effective for improving the corrosion resistance of the base material and the welded part when an aqueous solution or weakly acidic water droplets adhere. This effect is obtained when the content is 0.01% or more, and the effect increases as the Cu content increases. However, when Cu is contained exceeding 1.50%, hot workability may be reduced and surface defects may be induced. In addition, descaling after annealing may be difficult. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably in the range of 0.01 to 1.50%.
  • the Cu content is more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.30% or more. Further, the Cu content is more preferably 0.60% or less, and further preferably 0.45% or less.
  • Mo 0.01-2.00%
  • Mo is an element that remarkably improves the corrosion resistance of stainless steel. This effect is obtained when the content is 0.01% or more, and the effect improves as the content increases. However, if the Mo content exceeds 2.00%, the rolling load at the time of hot rolling increases, and the manufacturability may decrease, or the steel sheet strength may increase excessively. Moreover, since Mo is an expensive element, a large content increases the manufacturing cost. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.01 to 2.00%. The Mo content is more preferably 0.10% or more. Further, the Mo content is more preferably 1.40% or less. However, in the Ti-containing steel, Mo also has an effect of reducing toughness.
  • the Mo content is preferably 0.30 to 1.40% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.40% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.90% or less.
  • W 0.01-0.20% W, like Mo, has the effect of improving corrosion resistance. This effect is obtained by containing 0.01% or more of W. However, if it exceeds 0.20% and W is contained, the strength increases, and the productivity may decrease due to an increase in rolling load. Therefore, when W is contained, the W content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%. The W content is more preferably 0.05% or more. Further, the W content is more preferably 0.15% or less.
  • Co 0.01-0.20%
  • Co is an element that improves toughness. This effect is obtained by containing 0.01% or more of Co. On the other hand, if the Co content exceeds 0.20%, workability may be reduced. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%.
  • Ti 0.01 to 0.30%
  • Ti is an element having a higher affinity for C and N than Cr, and is precipitated as a carbide or nitride, and has an effect of suppressing sensitization due to the precipitation of Cr carbonitride. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Ti. However, if the Ti content exceeds 0.30%, it may be impossible to obtain good surface properties due to excessive precipitation of TiN. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably in the range of 0.01 to 0.30%. The Ti content is more preferably 0.03% or more, and still more preferably 0.10% or more. Further, the Ti content is more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • V 0.01-0.20%
  • V forms carbonitride with C and N, suppresses sensitization during welding and improves the corrosion resistance of the weld. This effect is obtained when the V content is 0.01% or more.
  • the V content is preferably 0.01 to 0.20%.
  • the V content is more preferably 0.05% or more. Further, the V content is more preferably 0.15% or less.
  • Zr 0.01-0.20%
  • Zr has an effect of suppressing sensitization by combining with C and N. This effect is obtained by containing 0.01% or more of Zr.
  • the Zr content exceeds 0.20%, the workability may be significantly reduced. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%. The Zr content is more preferably 0.10% or less.
  • REM 0.001 to 0.100% REM (Rare Earth Metals) has an effect of improving the oxidation resistance, and suppresses formation of a Cr-deficient region immediately below the oxide film by suppressing formation of an oxide film (weld temper color) in the welded portion. This effect is acquired by containing REM 0.001% or more.
  • productivity such as pickling at the time of cold rolling annealing, may be reduced. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably in the range of 0.001 to 0.100%.
  • the REM content is more preferably 0.050% or less.
  • B 0.0002 to 0.0025%
  • B is an element effective for improving secondary work embrittlement resistance after deep drawing. This effect is obtained by making the B content 0.0002% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0025%, workability and toughness may be reduced. Therefore, when B is contained, the B content is preferably in the range of 0.0002 to 0.0025%. The B content is more preferably 0.0003% or more. Further, the B content is more preferably 0.0006% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0030%
  • Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and is effective in improving workability and toughness. This effect is obtained by containing 0.0005% or more of Mg.
  • the Mg content is preferably in the range of 0.0005 to 0.0030%.
  • the Mg content is more preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0020% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0030%
  • Ca has an effect of refining inclusions generated during smelting and continuous casting, and is an effective component for preventing nozzle clogging in continuous casting.
  • the effect is acquired by containing 0.0005% or more of Ca.
  • the Ca content exceeds 0.0030%, the corrosion resistance may decrease due to the formation of CaS. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably in the range of 0.0005 to 0.0030%.
  • the Ca content is more preferably 0.0015% or less, and further preferably 0.0010% or less.
  • the ferritic stainless steel hot rolled steel sheet according to the present invention has a limit stress intensity factor K IC of 25 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the crack at the time of performing a punching process with a clamp press can be suppressed.
  • the critical stress intensity factor K IC is preferably 30 MPa ⁇ m 1/2 or more, more preferably 35 MPa ⁇ m 1/2 or more, and further preferably 40 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the thick flange is not particularly limited, and examples thereof include a flange having a plate thickness of 5.0 mm or more. As the flange, for example, a flange having a plate thickness of 5.0 to 15.0 mm is preferable, and a flange having a plate thickness of 5.0 to 10.0 mm is more preferable.
  • the temperature is the surface temperature of a steel slab, hot-rolled steel sheet, or the like measured with a surface thermometer or the like.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet of the present invention uses a steel slab having the above component composition, and in hot rolling comprising rough rolling and finishing rolling of 3 or more passes, the final 3 passes of finishing rolling are performed in a temperature range of 800 to It can be obtained by setting the final three passes to a cumulative rolling reduction of 25% or more at 1100 ° C.
  • the molten steel having the above component composition is melted by a known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and is made into a steel material (slab) by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the slab is heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly subjected to hot rolling as it is cast without heating.
  • hot rolling there is no particular limitation for rough rolling.
  • the cast structure is effectively destroyed before finish hot rolling, it is superior to refinement of crystal grains in subsequent finish hot rolling.
  • the cumulative rolling reduction in rough rolling is 65% or more because it can be expected to further improve toughness due to refinement of the metal structure after hot rolling.
  • the sheet is rolled to a predetermined plate thickness by finish hot rolling, but the final three passes of finish rolling are performed in a temperature range of 800 to 1100 ° C., and the cumulative reduction ratio is 25% or more.
  • Rolling temperature range for the final three passes of finish hot rolling 800-1100 ° C Cumulative rolling reduction in the final three passes of finish hot rolling: 25% or more
  • the temperature and cumulative rolling reduction in the final three passes of finishing hot rolling are appropriate. It is necessary to effectively impart rolling strain to the central portion of the plate thickness while suppressing excessive recovery during rolling.
  • the cumulative reduction ratio in the final three passes of finish hot rolling is set to 25% or more.
  • the cumulative rolling reduction is 30% or more. More preferably, the cumulative rolling reduction is 35% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited. However, if the cumulative rolling reduction is excessively increased, the rolling load may increase and the productivity may be lowered.
  • the rolling temperature of the final three passes of finish hot rolling is less than 800 ° C.
  • the rolling load increases remarkably as the steel plate temperature decreases, which is not preferable for production.
  • the rolling temperature of the final three passes exceeds 1100 ° C.
  • the rolling strain imparted by rolling is eliminated by excessive recovery, and a predetermined limit stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the rolling temperature for the final three passes is in the range of 800 to 1100 ° C.
  • the rolling temperature in the final three passes is in the range of 800 to 1050 ° C. More preferably, the rolling temperature in the final three passes is in the range of 850 to 1000 ° C.
  • the rolling temperature range of the first pass among the final three passes is 950 to 1100 ° C., and this first pass
  • the rolling temperature range for the second pass to be performed next is preferably 925 to 1075 ° C.
  • the rolling temperature range for the third pass to be performed next to the second pass is preferably 875 to 1050 ° C.
  • the method for producing a ferritic stainless hot rolled steel sheet according to the present invention is characterized in that a large reduction is applied after controlling the temperature range in the final three passes of finishing hot rolling consisting of three or more passes. If rolling with a large reduction is performed over the final four passes or more, even if the cumulative reduction rate is the same, the reduction rate will be distributed to each pass, so the strain applied to the center of the plate thickness will be insufficient, and each pass Since the accumulated conveyance time increases, recovery during conveyance between the passes is facilitated, the effect of applying strain is reduced, and it becomes difficult to obtain a predetermined limit stress intensity factor.
  • the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the finish rolling are controlled.
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet of the present invention it is important to control the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the final three passes of finish hot rolling, and if it is finish rolling of 3 passes or more Any number of finishing rolls may be performed, but if the maximum number of passes is more than 15 passes, the steel plate temperature is likely to decrease due to an increase in the number of contacts with the rolling roll, and the steel plate temperature is kept within a predetermined temperature range.
  • the maximum number of passes is preferably 15 passes or less because it may lead to a decrease in manufacturability or an increase in manufacturing costs, such as heating from the outside required for maintenance. More preferably, the maximum number of paths is 10 paths or less.
  • the steel sheet After finishing hot rolling, the steel sheet is cooled, and then the steel sheet is wound to form a hot-rolled steel strip.
  • the coiling temperature is not particularly limited, but when the coiling temperature is more than 450 ° C. to less than 500 ° C., embrittlement due to 475 ° C. embrittlement may occur. Therefore, the winding temperature is preferably 450 ° C. or lower or 500 ° C. or higher. It is more preferable to perform accelerated cooling such as brackish water cooling after the final rolling and then perform a winding process at 450 ° C. or lower because it is possible to further suppress the elimination of rolling distortion due to recovery after winding.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the present invention may be hot-rolled steel sheet by performing hot-rolled sheet annealing. Since the hot-rolled steel sheet provided by the present invention is excellent in toughness, conventionally, it is possible to perform hot-rolled sheet annealing in a continuous annealing line that is avoided due to fear of fracture due to low toughness. Moreover, the obtained hot-rolled annealed steel sheet may be subjected to cold rolling and cold-rolled sheet annealing thereafter.
  • a molten stainless steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted by refining a converter with a capacity of 150 ton and strong stirring and vacuum oxygen decarburization (SS-VOD), and a steel slab having a width of 1000 mm and a thickness of 200 mm by continuous casting. did.
  • the slab was heated at 1200 ° C. for 1 hour, and then subjected to reverse rough rolling using a three-stage stand as hot rolling to obtain a steel plate of about 40 mm, and then the final 3 passes (5th pass) of the final rolling consisting of 7 passes. , 6th pass, 7th pass) were performed under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets.
  • Photograph the evaluation surface of the test piece after 5 cycles of the salt spray cycle test measure the surface area of the evaluation surface of the test piece by image analysis, and determine the rate of occurrence from the ratio to the total area of the test piece ((test (Spring area in the piece / total area of the test piece) ⁇ 100 [%]) was calculated.
  • a cracking rate of 10% or less was passed with excellent corrosion resistance ( ⁇ ), 10% to 25% or less was accepted ( ⁇ ), and 25% or more was rejected (x).
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet obtained by the present invention is particularly excellent in punching workability by a crank press, and is manufactured by punching using a crank press or other methods, and requires high workability and corrosion resistance. It is particularly suitable for application to thick flanges.

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Abstract

十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工する際の割れを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｒ：１１．０～２４．０％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｎｂ：０．１２～０．８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、 限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。

Description

フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、フランジ等への適用に好適な打抜き加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、自動車における排気ガスに関する法規制の強化が進んでおり、燃費の向上が急務となっている。そこで、自動車エンジンから生じた排気ガスを再度エンジンの吸気として用いる排気ガス再循環（Ｅｘｈａｕｓｔ　Ｇａｓ　Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムの適用が進んでいる。エンジンから生じた排気ガスは、ガス温度を下げるためのＥＧＲクーラーを通過した後に再度エンジンに供給される。排気ガスを循環させるにあたって、各排気系部品はガスの漏洩を防ぐためにフランジを介して締結される。このような排気系部品に適用されるフランジには十分な剛性を有する必要がある。このことから、このような排気系部品には厚肉（例えば板厚で５ｍｍ以上）のフランジが適用されている。
　従来、厚肉のフランジには普通鋼が用いられてきた。しかし、ＥＧＲシステムのような高温の排気ガスが通過する部品に適用するフランジには十分な耐食性が求められる。そのため、普通鋼に比べて耐食性に優れるステンレス鋼、特に熱膨張率が比較的小さく熱応力が発生しにくいフェライト系ステンレス鋼の適用が検討されており、厚肉のフランジに適用可能な板厚の大きい（例えば板厚で５ｍｍ以上）フェライト系ステンレス鋼板が強く求められている。
　このような市場要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０.０３０％以下、Ｓｉ：２.００％以下、Ｍｎ：２.００％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０４０％以下、Ｃｒ：１０.００～２５.００％、Ｎ：０.０３０％以下、Ｎｂ：０.０１～０.８０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、硬さが１９０ＨＶ以下、２５℃におけるシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上に調整されている板厚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。
特開２０１２－１４０６８８号公報
　しかし、本発明者らが特許文献１に記載されるフェライト系ステンレス鋼熱延コイルを用いて、厚肉のフランジ形状へクランクプレスを用いて打ち抜き加工を行ったところ、十分なシャルピー衝撃値を有していたにも関わらず、打ち抜き部の板厚中央部に顕著な割れが生じ、所定のフランジ形状を得ることができない場合があり、厚肉のフランジに適用するには十分ではないことが明らかとなった。また、特許文献１に開示された熱延コイルを得るためには、熱間圧延の巻取終了後にコイルを水中に浸漬して１５分以上保持する必要があり、製造性ならびに生産性にも課題がある。
　本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をクランクプレスで行う際の割れを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、課題を解決するために詳細な検討を行った結果、クランクプレス等の比較的加工速度が大きい加工手法によって、割れを発生させることなく厚肉のフランジへ打ち抜き加工するためには、鋼板の限界応力拡大係数(Threshold Stress Intensity Factor)ＫＩＣを大きくすれば良いことを知見した。具体的には、限界応力拡大係数ＫＩＣを２５ＭＰａ・ｍ１／２以上にすることで、クランクプレスのような加工速度が大きい加工手法であっても、厚肉フランジへ打ち抜き加工する際の打ち抜き端面部での割れの発生を効果的に抑制することができ、厚肉のフランジへ十分に実用化できることを知見した。
　本発明者らは、課題を解決するために詳細な検討を行った。その結果、板厚が５．０ｍｍを超える厚肉の鋼板を、クランクプレス等の加工速度が大きい加工手法により割れを発生させることなく厚肉のフランジへ打ち抜き加工する場合、その加工性は、従来用いられてきたシャルピー衝撃値では正確な評価ができないが、厚板分野の靭性評価指標である限界応力拡大係数(Threshold Stress Intensity Factor)ＫＩＣで正確に評価できることを見出した。これは、板厚が５．０ｍｍ未満の薄鋼板では、加工時の打ち抜き端面部近傍の塑性変形領域が板厚に対して大きいために、成形に伴う破壊現象を破壊力学的な取り扱いで一義的に整理できないのに対し、板厚が５．０ｍｍ以上の厚肉の鋼板では、加工時の打ち抜き端面近傍部の塑性変形領域が板厚に対して十分に小さくなる小規模降伏状態を十分に満足するために、所定の加工に伴う破壊現象を破壊力学的な定量指標である応力拡大係数で扱うことができ、特にその限界値、すなわち限界応力拡大係数ＫＩＣで正確に評価できるためと考えられる。
　以上のことから、本発明者らはクランクプレスにより所定形状のフランジへ打ち抜き加工した場合の割れの発生有無と限界応力拡大係数ＫＩＣとの関係を詳細に調査した。その結果、限界応力拡大係数ＫＩＣを２５ＭＰａ・ｍ１／２以上にすることで、クランクプレスにより厚肉フランジへ打ち抜き加工する際の打ち抜き端面部での割れの発生を効果的に抑制することができ、厚肉のフランジへ十分に実用化できることを知見した。
　そして、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、特に３パス以上の多パスからなる仕上熱間圧延工程における最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を適切に制御することによって、熱延鋼板の限界応力拡大係数ＫＩＣが向上することを知見した。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｒ：１１．０～２４．０％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｎｂ：０．１２～０．８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［２］質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｒ：１３．０～２４．０％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｎｂ：０．１２～０．８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［３］成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．０１～０．２０％、Ｃｏ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［４］成分組成として、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００２～０．００２５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００３０％のうちから選ばれる１種または２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熱延鋼板。
［５］上記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上圧延を行う熱間圧延工程で、仕上圧延の最終３パスを温度範囲８００～１１００℃、且つ前記最終３パスの累積圧下率を２５％以上とするフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
　ここで、限界応力拡大係数ＫＩＣは、板幅中央部からＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる応力拡大係数のことを指す。
　本発明によれば、十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をクランププレスで行う際の割れを抑制可能な靭性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板が得られる。
　なお、本発明における十分な耐食性とは、評価する表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした鋼板にＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験（（塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈｒ）→乾燥（６０℃、４ｈｒ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈｒ、相対湿度≧９５％））を１サイクルとする試験）を５サイクル行った場合の鋼板の評価面における発銹面積率（＝発銹面積／鋼板全面積×１００［％］）が２５％以下であることを意味する。
　また、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をクランクプレスで行う際の割れを抑制可能な靭性に優れるとは、板幅中央部から、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることを指す。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｒ：１１．０～２４．０％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｎｂ：０．１２～０．８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上である。
　好ましい態様として、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．５０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｒ：１３．０～２４．０％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｎｂ：０．１２～０．８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上である。
　限界応力拡大係数ＫＩＣは、板幅中央部からＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる応力拡大係数のことを指す。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　本発明者らは、板厚５．０ｍｍの各種フェライト系ステンレス熱延鋼板を用いて、直径３０ｍｍの孔部を有する形状のフランジへ、クランクプレスにより打ち抜き加工した際に割れが発生した原因について詳細に検討した。その結果、割れが発生した上記の鋼板では、打ち抜き端面部の板厚中央部近傍において、打ち抜き方向と直行する方向に微小き裂が発生し、それが進展することで割れが生じていることを突き止めた。
　本発明者らは、この微小き裂の発生および進展と材料特性の関係を詳細に検討した。その結果、微小き裂の進展は鋼板の限界応力拡大係数が小さいほど生じやすい傾向があることを突き止めた。そこで、種々のフェライト系ステンレス熱延鋼板（板厚５．０ｍｍ）を用いて、該フランジへの打ち抜き加工を試みた結果、所定の測定方法で得られる限界応力拡大係数が２５ＭＰａ・ｍ１／２以上である鋼板では割れが生じておらず、２５ＭＰａ・ｍ１／２を下回った鋼板で生じやすいことを知見した。
　そこで、本発明者らは、フェライト系ステンレス熱延鋼板において限界応力拡大係数を向上させる手法について検討するため、鋼成分ならびに熱間圧延条件の詳細な調査を行った。その結果、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、特に多パスからなる仕上圧延を行う熱間圧延工程の最終３パスを８００～１１００℃の温度範囲で、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を２５％以上となるように適切に制御することによって、表層部分のみならず板厚中央部にも効果的に圧延ひずみが導入された結果、２５ＭＰａ・ｍ１／２以上の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られることを知見した。
　なお、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の板厚は特に限定されないが、厚肉のフランジに適用できる板厚であることが望ましいため、５．０ｍｍ以上が好ましい。また、前記板厚は、特に限定されないが、１５．０ｍｍ以下が好ましく、１０．０ｍｍ以下がより好ましい。
　上記の手法により熱間圧延後の鋼板の板厚中央部にも効果的に圧延ひずみが付与され、鋼板全厚における限界応力拡大係数ＫＩＣが上昇する理由について以下に説明する。
　鋼板を圧延した場合、鋼板は表層部から変形して伸長する。そのため、圧下率が小さい場合には板厚中央部の変形量が小さくなり、板厚中央部に圧延ひずみがほとんど付与されない。これに加えて、フェライト系ステンレス鋼は熱間圧延において加工ひずみの回復が生じやすい傾向がある。そのため、従来技術による熱間圧延では、圧下率の不足により板厚中央部へ加工ひずみを効果的に付与できない。さらに、付与された圧延ひずみは熱間圧延中の過度な回復によって解消されて減少する。その結果、従来技術による熱間圧延では所定の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られない。
　そこで本発明者らは、熱間圧延工程において鋼板の板厚中央部に圧延ひずみを効果的にかつ十分に付与する手法について鋼成分および熱間圧延方法の両面から鋭意検討した。
　その結果、熱間圧延方法の観点からは、仕上熱間圧延の最終３パスを適切な温度範囲に管理した上で大きな累積圧下率で圧延を行うことにより、圧延ひずみが板厚の中央部まで十分にかつ効果的に付与されることを知見した。
　しかし、鋼成分の観点からは、Ｎｂをほとんど含まないフェライト系ステンレス鋼では、熱間圧延中の回復が生じやすいために、本発明者らが提案する熱間圧延方法を用いたとしても十分な圧延ひずみ密度が得られず、所定の限界応力拡大係数が得られないことを突き止めた。
　一方、適量のＮｂを含有するフェライト系ステンレス鋼では、熱間圧延中に微細なＮｂ炭窒化物が析出し、この微細なＮｂ炭窒化物が転位の移動を阻害するため、本発明者らが提案する熱間圧延方法を用いることで高い圧延ひずみ密度を得ることが可能になるとともに、熱延鋼板において所定の限界応力拡大係数が得られることを見出した。
　すなわち本発明では、適量のＮｂを含有するフェライト系ステンレス鋼において仕上熱間圧延の最終３パスを適切な温度範囲に管理した上で大きな累積圧下率で圧延を行うことにより、圧延ひずみの回復を抑制しつつ、圧延ひずみが板厚の中央部まで十分にかつ効果的に付与され、所定の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られることを知見した。
　具体的には、０．１２％以上のＮｂを含有するフェライト系ステンレス鋼において３パス以上からなる仕上熱間圧延工程の最終３パスを８００～１１００℃の温度範囲で、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）が２５％以上となるように適切に制御して熱間圧延を行うことを考案した。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の成分組成について説明する。
以下、特に断らない限り、成分組成を示す％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．００１～０．０２０％
　Ｃを０．０２０％超えて含有すると、加工性の低下および溶接部の耐食性の低下が顕著になる。Ｃ含有量が少ないほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、Ｃ含有量を０．００１％未満にするためには精錬に時間がかかり製造上好ましくない。そのため、Ｃ含有量は０．００１～０．０２０％の範囲とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　Ｓｉは溶接時に形成される酸化皮膜に濃縮して溶接部の耐食性を向上させる効果があるとともに、製鋼工程における脱酸元素としても有用な元素である。これらの効果は０．０５％以上のＳｉの含有により得られ、含有量が多いほどその効果は大きくなる。しかし、１．００％を超えてＳｉを含有すると、熱間圧延工程における圧延荷重の増大と顕著なスケールの生成、焼鈍工程においては鋼板表層でのＳｉ濃化層の形成による酸洗性の低下がそれぞれ生じ、表面欠陥の増加や製造コストの上昇を誘引するため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　Ｍｎは鋼の強度を高める効果があり、また、脱酸剤としての作用もある。その効果を得るためには０．０５％以上のＭｎの含有が必要である。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０５～１．００％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０４％を超えると固溶強化により加工性が顕著に低下する。よって、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減するのが好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えると耐食性が顕著に低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００３％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．５０％
　Ａｌは有効な脱酸剤である。さらに、ＡｌはＮとの親和力がＣｒよりも強いため、溶接部にＮが侵入した場合に、ＮをＣｒ窒化物ではなくＡｌ窒化物として析出させて、鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は、Ａｌを０．００１％以上含有することで得られる。しかし、０．５０％を超えるＡｌを含有すると、溶接時の溶け込み性が低下して溶接作業性が低下するので好ましくない。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．５０％の範囲とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．０２０％
　Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、加工性の低下および溶接部の耐食性の低下が顕著になる。耐食性の観点からＮ含有量は低いほど好ましいが、Ｎ含有量を０．００１％未満にまで低減するには長時間の精錬が必要となり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため好ましくない。よって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％の範囲とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｃｒ：１１．０～２４．０％
　Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。その含有量が１１．０％未満では、自動車排気ガス雰囲気において十分な耐食性が得られない。一方、２４．０％を超えてＣｒを含有すると、σ（シグマ）相の生成により靭性が著しく低下し、本発明では、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は１１．０～２４．０％の範囲とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１３．０％以上であり、より好ましくは１４．０％以上であり、さらに好ましくは１６．０％以上であり、さらにより好ましくは１７．０％以上である。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは２１．５％以下であり、より好ましくは２０．０％以下であり、さらに好ましくは１８．５％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～２．００％
　Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、不動態皮膜が形成されず活性溶解が生じる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。また、Ｎｉは強いオーステナイト生成元素であり、溶接部でのフェライト生成を抑制し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果は、Ｎｉを０．０１％以上含有することで得られ、Ｎｉの含有量が多いほど高くなる。しかし、Ｎｉ含有量が２．００％を超えると、加工性が低下することに加えて、応力腐食割れが発生しやすくなる。さらには、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉの含有量の増大は製造コストの増大を招くため好ましくない。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１～２．００％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらにより好ましくは０．４５％以下である。
　Ｎｂ：０．１２～０．８０％
　Ｎｂは、熱間圧延工程においてＣあるいはＮと結合してＮｂ炭窒化物として析出する。析出したＮｂ炭窒化物は転位の移動をピン止めし、熱間圧延によって付与された圧延ひずみが回復によって解消されることを抑制する効果を有する。これにより、熱間圧延中の回復が遅滞し、過度の回復が生じることによる圧延ひずみ密度の低下を抑制することができる。上記の効果は０．１２％以上のＮｂを含有した場合に得られる。ただし、Ｎｂ含有量が０．８０％を超えるとＬａｖｅｓ相の生成によってかえって靭性が低下する場合があるとともに、熱間圧延における圧延荷重が著しく上昇するために、本発明が提供する熱間圧延方法を適用することが困難となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．１２～０．８０％の範囲とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
　本発明は、上記必須成分を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼である。さらに、必要に応じて、Ｃｕ、Ｍｏ、ＷおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２種以上、あるいは／さらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂ、ＭｇおよびＣａのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。
　Ｃｕ：０．０１～１．５０％
　Ｃｕは水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。この効果は０．０１％以上の含有により得られ、その効果はＣｕ含有量が多いほど高くなる。しかし、１．５０％を超えてＣｕを含有すると、熱間加工性が低下して表面欠陥を誘引する場合がある。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となる場合もある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１～１．５０％の範囲とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。また、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．６０％以下であり、さらに好ましくは０．４５％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～２．００％
　Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られ、その効果は含有量が多いほど向上する。しかし、Ｍｏ含有量が２．００％を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下したり、鋼板強度の過度な上昇が生じたりする場合がある。また、Ｍｏは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させる。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．０１～２．００％とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｍｏ含有量は、より好ましくは１．４０％以下である。ただし、Ｔｉ含有鋼においてＭｏは靭性を低下させる効果も有するため、Ｔｉを０．１５％以上含有している場合にはＭｏ含有量は０．３０～１．４０％以下にすることが好ましい。Ｔｉを０．１５％以上含有している場合、Ｍｏ含有量は０．４０％以上がより好ましい。また、Ｔｉを０．１５％以上含有している場合、Ｍｏ含有量は０．９０％以下がより好ましい。
　Ｗ：０．０１～０．２０％
　ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。この効果は０．０１％以上のＷの含有により得られる。しかし、０．２０％を超えてＷを含有すると強度が上昇し、圧延荷重の増大等による製造性の低下を招く場合がある。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｗ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～０．２０％
　Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上のＣｏの含有によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．２０％を超えると加工性が低下する場合がある。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．０１～０．３０％
　Ｔｉは、ＣおよびＮとの親和力がＣｒよりも高い元素であり、炭化物あるいは窒化物として析出し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．０１％以上のＴｉを含有する必要がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、ＴｉＮの過剰な析出により良好な表面性状を得ることができない場合がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．０１～０．３０％の範囲とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。また、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　Ｖは、Ｃ、Ｎと炭窒化物を形成し、溶接時の鋭敏化を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果はＶ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｖ含有量が０．２０％を超えると加工性および靭性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｖ含有量は０．０１～０．２０％とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｖ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．２０％
　Ｚｒは、Ｃ、Ｎと結合して鋭敏化を抑制する効果がある。この効果は０．０１％以上のＺｒの含有により得られる。一方、０．２０％を超えてＺｒを含有すると加工性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
　ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌｓ：希土類金属）は耐酸化性を向上させる効果があり、溶接部の酸化皮膜（溶接テンパーカラー）形成を抑制して酸化皮膜直下におけるＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。この効果は、ＲＥＭを０．００１％以上含有することで得られる。一方、０．１００％を超えてＲＥＭを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００１～０．１００％の範囲とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｂ：０．０００２～０．００２５％
　Ｂは深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。この効果はＢの含有量を０．０００２％以上にすることで得られる。一方、０．００２５％を超えてＢを含有すると加工性と靭性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２～０．００２５％の範囲とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上である。また、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００６％以下である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％
　Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。この効果は、０．０００５％以上のＭｇを含有することで得られる。一方で、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、鋼の表面性状を悪化させてしまう場合がある。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．００３０％の範囲とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
　Ｃａは、製錬ならびに連続鋳造時に生成する介在物を微細化する効果があり、特に連続鋳造におけるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果は０．０００５％以上のＣａを含有することで得られる。しかし、０．００３０％を超えてＣａを含有すると、ＣａＳの生成により耐食性が低下する場合がある。従って、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００３０％の範囲とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　限界応力拡大係数ＫＩＣ：２５ＭＰａ・ｍ１／２以上
　本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることで、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をクランププレスで行う際の割れを抑制することができる。限界応力拡大係数ＫＩＣは、好ましくは３０ＭＰａ・ｍ１／２以上であり、より好ましくは３５ＭＰａ・ｍ１／２以上であり、さらに好ましくは４０ＭＰａ・ｍ１／２以上である。なお、厚肉のフランジとは、特に限定されないが、例えば板厚５．０ｍｍ以上のフランジが挙げられる。前記フランジとしては、例えば板厚５．０～１５．０ｍｍのフランジが好ましく、板厚５．０～１０．０ｍｍのフランジがより好ましい。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は、表面温度計等で測定した鋼スラブ、熱延鋼板等の表面温度とする。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを用い、粗圧延および３パス以上の仕上圧延からなる熱間圧延において、仕上圧延の最終３パスの圧延を温度範囲８００～１１００℃、且つ最終３パスの累積圧下率２５％以上とすることによって得られる。
　まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（スラブ）とする。
　このスラブを、１１００～１２５０℃で１～２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延に供する。本発明では粗圧延については特に限定すべき点はないが、仕上熱間圧延前に鋳造組織を効果的に破壊しておいた場合、その後の仕上熱間圧延における結晶粒の微細化に優位に働き、熱間圧延後の金属組織が微細化することによる更なる靭性の向上が期待できるため、粗圧延における累積圧下率を６５％以上とすることが好ましい。その後、仕上熱間圧延により所定板厚まで圧延するが、仕上圧延の最終３パスの圧延を８００～１１００℃の温度範囲とし、累積圧下率を２５％以上として行う。
　仕上熱間圧延の最終３パスの圧延温度範囲：８００～１１００℃
　仕上熱間圧延の最終３パスの累積圧下率：２５％以上
　熱間圧延後に所定の限界応力拡大係数を得るためには、仕上熱間圧延の最終３パスの圧延の温度および累積圧下率を適切に制御することによって、圧延中の過度の回復を抑制しつつ、板厚中央部へも圧延ひずみを効果的に付与する必要がある。
　板厚中央部にも十分な圧延ひずみを付与するためには、仕上熱間圧延の最終３パスの圧延温度を８００～１１００℃の範囲とし、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を２５％以上として、最終３パスによって付与される圧延ひずみが回復によって解消されることを防ぎつつ、圧延ひずみを板厚中央にも効果的に付与していくことが必要である。
　仕上熱間圧延の最終３パスの累積圧下率が２５％未満では、板厚中央部へ圧延ひずみが効果的に付与されないため、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、最終３パスの累積圧下率を２５％以上とする。好ましくは、累積圧下率は３０％以上である。さらに好ましくは、累積圧下率は３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延負荷が上昇して製造性が低下する場合があるため、６０％以下とすることが好ましい。
　仕上熱間圧延の最終３パスの圧延温度を８００℃未満とした場合、鋼板温度の低下に伴って圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくない。一方、最終３パスの圧延温度が１１００℃を超えると、圧延によって付与された圧延ひずみが過度の回復により解消され、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、最終３パスの圧延温度は８００～１１００℃の範囲とする。好ましくは、最終３パスの圧延温度は８００～１０５０℃の範囲とする。より好ましくは、最終３パスの圧延温度は８５０～１０００℃の範囲とする。
　なお、仕上熱間圧延の最終３パスにおける特定パスで過度の圧延負荷がかかることを防ぐため、最終３パスのうち、第１パス目の圧延温度範囲を９５０～１１００℃、この第１パスの次に行われる第２パス目の圧延温度範囲を９２５～１０７５℃、この第２パス目の次に行われる第３パス目の圧延温度範囲を８７５～１０５０℃とすることが好ましい。
　また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、３パス以上からなる仕上熱間圧延の最終３パスにおいて温度範囲を制御したうえで大きな圧下を加えることを特徴としている。大きな圧下を加える圧延を最終の４パス以上にわたって行うと、同じ累積圧下率であっても圧下率が各パスに分散されてしまうため板厚中央へのひずみ付与が不十分になるとともに、各パス間の累積搬送時間が増加するために、各パス間を搬送している間の回復が助長され、ひずみ付与の効果が低下し、所定の限界応力拡大係数を得ることが困難となる。一方、仕上圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の２パス以下とすると、２パスで累積圧下率２５％以上の大圧下を行うために圧延負荷が著しく上昇し製造性が低下する場合があるため好ましくない。よって、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御する。
　なお、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上熱間圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御することが肝要であり、３パス以上の仕上圧延であれば、何パスの仕上圧延を行ってもよいが、最大パス数が１５パスよりも多くなると、圧延ロールとの接触回数の増加による鋼板温度の低下が生じやすくなり、鋼板温度を所定温度範囲内に維持するために外部からの加熱が必要になる等の製造性の低下または製造コストの増加を招く場合があるため、最大パス数は１５パス以下とすることが好ましい。より好ましくは、最大パス数は１０パス以下である。
　仕上熱間圧延後は鋼板の冷却を行い、ついで鋼板の巻取処理を行い熱延鋼帯とする。本発明において巻取温度は特に限定されないが、巻取温度を４５０℃超～５００℃未満とした場合、４７５℃脆化に起因した脆化が生じる場合がある。そのため、巻取温度は４５０℃以下もしくは５００℃以上とすることが好ましい。最終圧延後に汽水冷却等の加速冷却を行ったうえで４５０℃以下で巻取処理を行うと、巻取後の回復による圧延ひずみの解消を一層抑制することができるため、より好ましい。
　なお、本発明で得られた熱延鋼板には、熱延板焼鈍を行って熱延焼鈍鋼板としても良い。本発明が提供する熱延鋼板は靭性に優れるため、従来は低靭性に起因した破断を懸念して忌避される連続焼鈍ラインでの熱延板焼鈍を行うことができる。また、得られた熱延焼鈍鋼板はその後、冷間圧延および冷延板焼鈍を行っても差し支えない。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼を容量１５０ｔｏｎの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（ＳＳ－ＶＯＤ）の精錬で溶製し、連続鋳造により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとした。該スラブを１２００℃で１ｈｒ加熱後に、熱間圧延として３段のスタンドを用いたリバース式の粗圧延を行って約４０ｍｍの鋼板とし、ついで７パスからなる仕上げ圧延の最終３パス（５パス目、６パス目、７パス目）を表２に記載の条件で行い熱延鋼板とした。
　得られた熱延鋼板について、以下の評価を行った。
　（１）限界応力拡大係数ＫＩＣの評価
　板幅中央部から、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取した。該試験片について、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して限界応力拡大係数ＫＩＣを求めた。臨界応力拡大係数が２５ＭＰａ・ｍ１／２以上を合格、２５ＭＰａ・ｍ１／２未満を不合格とした。
　（２）耐食性の評価
　得られた熱延鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、評価する表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈr）→乾燥（６０℃、４ｈr、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈr、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、５サイクル行った。塩水噴霧サイクル試験を５サイクル実施後の試験片の評価面を写真撮影し、画像解析により試験片の評価面の発銹面積を測定し、試験片全面積との比率から発銹率（（試験片中の発銹面積／試験片全面積）×１００［％］）を算出した。発銹率１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
　試験結果を熱間圧延条件と併せて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋼成分、熱間圧延条件が本発明の範囲を満たすＮｏ．１～２２、２９～３３は、所定の熱間圧延によって鋼板中に圧延ひずみが十分に付与された結果、所定の限界応力拡大係数が得られていた。さらに得られた熱延鋼板の耐食性を評価した結果、いずれも発銹率は２５％以下であり十分な耐食性を有していることが確認された。
　特に、Ｍｏを含有させた鋼Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｉを用いたＮｏ．２、４、６、７、９およびＣｕを含有させた鋼ＥおよびＨを用いたＮｏ．５および８、ならびにＣｒ含有量が高い鋼Ｍ、ＮおよびＯを用いたＮｏ．１３～１５では発銹率が１０％以下と一層すぐれた耐食性が得られた。
　５パス目（最終パスから３パス目）の圧延温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．２３と、５パス目および６パス目（最終パスから２パス目）の圧延温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．２５とでは、所定の累積圧下率で圧延したものの、圧延温度が過度に高温であったために圧延により付与された加工ひずみの過度な回復が生じた結果、熱間圧延後に所定の限界応力拡大係数が得られなかった。最終３パスの累積圧下率が本発明の範囲を下回るＮｏ．２４では、圧延ひずみの付与が不十分となった結果、熱間圧延後に所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　５パスおよび６パス目の圧延温度が本発明の範囲を下回るＮｏ．２６では、圧延温度が過度に低温であったために圧延荷重が著しく上昇し、最終７パス目の圧延実施時に荷重が装置許容範囲を超過したために圧延を完了することができず、所定の評価を行うことができなかった。
　Ｎｂ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｒを用いたＮｏ．２７では、熱間圧延中にＬａｖｅｓ相が析出したことに起因する著しい靭性低下が生じ、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　Ｎｂ含有量が本発明の範囲を下回る鋼Ｓを用いたＮｏ．２８では、十分な量のＮｂ炭窒化物が析出しなかったために熱間圧延中の過度の回復が生じて、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　Ｃｒ含有量が本発明の範囲を下回る鋼Ｙを用いたＮｏ．３４では、Ｃｒ含有量が不足したために、所望の耐食性が得られなかった。
　Ｃｒ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｚを用いたＮｏ．３５では、過剰なＣｒ含有によってσ相が析出したために著しい靭性の低下が生じ、所定の限界応力拡大係数を得ることができなかった。
　本発明で得られるフェライト系ステンレス熱延鋼板は、クランクプレスによる打ち抜き加工性に特に優れており、クランクプレスあるいは他の手法を用いた打ち抜き加工等により製造され、高い加工性と耐食性が要求される厚肉のフランジ等への適用に特に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．５０％、
    Ｎ：０．００１～０．０２０％、
    Ｃｒ：１１．０～２４．０％、
    Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    Ｎｂ：０．１２～０．８０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．５０％、
    Ｎ：０．００１～０．０２０％、
    Ｃｒ：１３．０～２４．０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
    Ｎｂ：０．１２～０．８０％
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    限界応力拡大係数ＫＩＣが２５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
  3. 　成分組成として、質量％で、さらに、
    Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｗ：０．０１～０．２０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．２０％
    のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
  4. 　成分組成として、質量％で、さらに、
    Ｔｉ：０．０１～０．３０％、
    Ｖ：０．０１～０．２０％、
    Ｚｒ：０．０１～０．２０％、
    ＲＥＭ：０．００１～０．１００％、
    Ｂ：０．０００２～０．００２５％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
    のうちから選ばれる１種または２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熱延鋼板。
  5. 　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熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上圧延を行う熱間圧延工程で、仕上圧延の最終３パスを温度範囲８００～１１００℃、且つ前記最終３パスの累積圧下率を２５％以上とするフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
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