JP2006193771A

JP2006193771A - 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

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Publication number: JP2006193771A
Application number: JP2005005024A
Authority: JP
Inventors: Junichi Hamada; 純一濱田; Naoto Ono; 直人小野; Ken Kimura; 謙木村
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2005-01-12
Filing date: 2005-01-12
Publication date: 2006-07-27
Anticipated expiration: 2025-01-12
Also published as: JP4624808B2

Abstract

【課題】成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃｒ：１４〜２５％、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有するフェライト系ステンレス鋼において、スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比を０．８〜１．０とする連続圧延を仕上圧延終了温度７００〜９００℃で行い、６５０〜８５０℃で巻取ることにより、冷間圧延素材の再結晶粒径が８０μｍ以下で再結晶率が９０％以下とした後、冷間圧延し、引き続き焼鈍することにより、製品板の｛１１１｝＜１１２＞方位強度が１０以上、かつ｛４１１｝＜１４８＞方位強度が３以上として、ｒ₄₅とｒ₉₀が１．５以上、ＥＬ₄₅とＥＬ₉₀が３０％以上であることを特徴とする加工性に優れた小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、特に優れた成形性が要求される成形品の素材となるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。

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、輸送機械、構造部材など幅広い分野で使用されている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べ、成形性に劣るため、用途が限定される場合があった。例えば、近年では自動車や二輪車の燃料タンクやパイプ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つつある。燃料環境における耐食性とパイプ等に成形するための加工性が要求される。これらの内部環境は、ガソリンの劣化により生じた有機酸が鋼材の腐食を促進するため、非常に厳しい環境と言える。このため、内外面の腐食環境に対応するための鋼材として、表面処理鋼板が使用されてきた。しかしながら、長期的な耐食性確保、溶接性、メッキ層溶出による環境問題などの問題があった。また、樹脂の使用も試みられているが、燃料透過性やリサイクルの観点から問題があった。更に、近年環境保全の観点から燃料部品の保証期間が１０年から１５年に延長されつつあり、上記の表面処理鋼板や樹脂の代替が要求されている。

この様に耐食性の観点から、耐食性に優れたステンレス鋼板が素材として適しているが、オーステナイト系ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板に比べて、加工性や耐食性に優れるという優位点があるものの、コスト高になるほか、外面の塩害環境下での応力腐食割れに対する信頼性が低いという課題があった。一方、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の欠点である応力腐食割れが生じない利点があるものの、複雑形状の燃料部品に加工する成形性の確保が難しかった。

フェライト系ステンレス鋼板の成形性に関する課題を解決するための工夫がいくつか成されてきた。例えば、加工が厳しい燃料部品に関しては、特許文献１には、熱間圧延工程における仕上圧延工程の線圧（圧延荷重を板幅で除した値）を規定する方法、熱間圧延板焼鈍条件を規定する方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｘ線積分強度比の規定ならびに熱間圧延粗圧延における温度と圧下率を規定し、熱間圧延板焼鈍に加えて中間焼鈍を施す方法が開示されている。特許文献３〜６にはｒ値を規定するものが開示されている。これらは、平均ｒ値を向上させるものであるが、実際の燃料部品においては平均ｒ値の向上だけでは十分では無かった。この理由は、熱間圧延板焼鈍を施した際に、結晶粒径が粗粒化してしまい、冷間圧延前組織の細粒化効果が得られないことが一つの問題であった。また、特に燃料パイプの場合、造管後に拡管成形されるが、圧延方向と４５°方向や９０°方向のｒ値が低いとこれらの方向に割れる場合があり、単純な平均ｒ値よりも４５°や９０°方向のｒ値を特に向上させ、ｒ値の面内異方性を小さくする必要があった。更に、従来の製造方法では、効率的な鋼板製造が出来ない問題もあった。

特開２００２−３６３７１２号公報特開２００２−２８５３００号公報特開２００２−３６３７１１号公報特開２００２−９７５５２号公報特開２００２−６０９７３号公報特開２００２−６０９７２号公報

本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を効率的に製造することにある。

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成形性に関して、成分および製造過程における組織、結晶方位学的見地から詳細な研究を行った。その結果、燃料部品へのプレス成形性に必要なフェライト系ステンレス鋼板の加工特性には４５°方向と９０°方向のｒ値および全伸びをそれぞれ１．５および３０％以上とすることにより、複雑な形状の部品でも加工できることを知見した。

上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）ｒ₄₅とｒ₉₀が１．５以上、ＥＬ₄₅とＥＬ₉₀が３０％以上、Ｃｒ：１４〜２５％含有することを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。ここで、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、ＥＬ₄₅は圧延方向と４５°方向の全伸び、ＥＬ₉₀は圧延方向と直角方向の全伸びである。
（２）｛１１１｝＜１１２＞方位強度が１０以上、かつ｛４１１｝＜１４８＞方位強度が３以上であることを特徴とする（１）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、Ｃｒ：１４〜２５％、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０、Ｍｎ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする（１）、（２）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）質量％にて、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５）質量％にて、Ｎｉ：０．２〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．２〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（６）冷間圧延素材の再結晶粒径が８０μｍ以下で再結晶率が９０％以下である素材を冷間圧延し、引き続き焼鈍することを特徴とする（１）〜（５）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比を０．８〜１．０とする連続圧延を仕上圧延終了温度７００〜９００℃で行い、６５０〜８５０℃で巻取った後、熱間圧延板焼鈍を省略して冷間圧延と焼鈍を施すことを特徴とする（６）記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

本発明によれば成形性に優れた燃料部品用フェライト系ステンレス鋼板の製造が新規設備を必要とせず、かつ熱延板焼鈍を施さずに効率的に提供することができる。

以下に本発明の限定理由について説明する。本発明品の主な使用用途である燃料部品材の鋼には、加工性と耐食性が要求される。加工性の指標としては、深絞り性の指標であるｒ値と張り出し性の指標である伸びがある。燃料部品においては、両者が高いと成形可能サイズが拡大するが、種々の部品の加工状態を詳細に調べた結果、素材である鋼板において圧延方向に対して４５°方向と９０°方向のｒ値と全伸びが高いことが有効であることが判明した。通常は、圧延方向（０°方向）のｒ値および全伸びのみ、もしくは０°、４５°および９０°方向の平均値を用いて素材の成型性の指標とするが、これらの指標では特に燃料パイプを製造する際に成型出来ない場合があった。燃料パイプは、鋼板素材を造管（パイプ形状に成型した後、溶接してパイプとする）し、パイプの端部を拡管加工（管端からパイプ径よりも大きい金型を押し込んで、管端の径を拡げる加工）するが、素材の平均ｒ値や全伸びが高くても、拡管加工時に４５°方向と９０°方向で割れが生じる場合があった。これは、拡管加工時にパイプの周方向（素材の９０°方向）に大きな引張変形が作用すること、この周方向の引張変形とパイプの軸方向（素材の０°方向）に作用する圧縮変形の合成力として素材の４５°方向に作用する大きな引張変形が作用することが要因として考えられる。種々の材質特性を有する素材を加工した結果、素材の圧延方向に対して４５°方向と９０°方向のｒ値および伸びがそれぞれ１．５および３０％以上あれば、拡管時に割れが発生しないことが判明した。

本発明においては、上記特性に対して製品板の集合組織が大きく影響することを見出した。一般的には、ｒ値向上には｛１１１｝面が板面と平行である結晶方位を発達させることが有効であるが、４５°方向や９０°方向のｒ値や伸びを向上させるためには、｛１１１｝面方位の発達だけでは十分では無いことがわかった。これは、フェライト系ステンレス鋼の様な体心立方構造を有する金属組織が変形する際に生じるすべり系との関係で｛１１１｝面方位のみを発達させると、特に４５°方向のｒ値や伸びが低下してしまう。図１に異なる材質（ｒ値、全伸び）特性を有するフェライト系ステンレス鋼板（１７％Ｃｒ−１．２％Ｍｏ−０．１５％Ｔｉ−０．００３％Ｃ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．００１０％Ｓ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ鋼、板厚０．６ｍｍ）の集合組織を示す。ここで、集合組織については、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）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）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得た。ｒ値の評価は、冷間圧延焼鈍板から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、圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（１）式を用いて算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ₀／Ｗ）／ｌｎ（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り、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。全伸びの評価は、冷間圧延焼鈍板から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、圧延方向と９０°方向に引張試験を行い、破断伸びを測定した。ここで、ＥＬ₀は圧延方向の全伸び、ＥＬ₄₅は圧延方向と４５°方向の全伸び、ＥＬ₉₀は圧延方向と直角方向の全伸びである。図１は、Ｂｕｎｇｅ法と呼ばれる３次元集合組織の表記における、フェライト系ステンレス鋼板の主要結晶方位の強度（ランダムサンプルとの強度比率）を見ることが出来る断面（φ₂＝４５°断面）である。これより、｛１１１｝＜１１２＞方位強度が１０以上、かつ｛４１１｝＜１４８＞方位強度が３以上の場合、４５°方向と９０°方向のｒ値および伸びがそれぞれ１．５および３０％以上であることがわかる。｛１１１｝＜１１２＞方位強度が１０以上でも、｛４１１｝＜１４８＞方位強度が３に満たない場合、特に４５°方向のｒ値および伸びがそれぞれ１．５および３０％に満たない。｛４１１｝＜１４８＞方位は、一部の圧延方位（例えば｛１００｝＜０１１＞）の再結晶方位と考えられるが、この方位を適度に存在させることによって、特に４５°方向のｒ値、伸びが向上し、面内異方性が小さい素材が得られると考えられる。

次に鋼の成分範囲について説明する。

Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．００５％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．００２〜０．００３％が望ましい。

Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いため、上限を０．２０％とした。一方、精錬コストの観点から、下限を０．０１％とした。更に、材質を考慮すると上限は０．１０％が望ましい。

Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いので、上限を０．２０％とした。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％とした。更に、材質を考慮すると上限は０．１０％が望ましい。

Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３％とした。但し、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。更に、製造コストと材質を考慮すると０．０１３〜０．０２０％が望ましい。

Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、上限を０．０１００％とした。一方、Ｔｉ含有鋼の場合、Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂を高温で形成し成形性に優位となる集合組織の発達に寄与する。これが発現するのが、０．０００５％からなので、下限を０．０００５％とした。更に、精錬コストや燃料部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００１０〜０．００６０％が望ましい。

Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、燃料部品の環境を考慮すると、１４％以上が必要である。一方過度な添加は、硬質化をもたらし成形性を劣化させるため、上限を２５％とした。尚、製造コストや靭性劣化による製造時の板破断を考慮すると、１７〜２３％が望ましい。

Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び耐食性を考慮すると０．００４〜０．０１０％が望ましい。

Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，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元素である。Ｃ，Ｎ固定作用は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。また、０．２５％超の添加は固溶Ｔｉにより硬質化する他、溶接性を劣化させるため、上限を０．２５％とした。更に、深絞り性、製造コストや製造時に発生する表面疵などを考慮すると、０．１０〜０．２０％が望ましい。

Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、０．１００％以上の添加は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１００％とした。更に、精錬コストを考慮する０．０１〜０．０８％が望ましい。

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場合には隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この作用は、０．５％未満であると、燃料部品の内外面で腐食が生じてしまうため、下限を０．５％とした。また、２．０％を越えると著しく成形性が劣化したり、製造性が悪くなるため、上限を２．０％とした。更に、製造コストを考慮すると１．０〜１．８％が望ましい。

Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素である。燃料部品として加工された後に特に冬場に割れが生じないためには、０．０００２％以上添加する必要がある。但し、過度な添加は加工性、耐食性の低下をもたらすため、上限を０．００３０％とした。更に、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。

Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．２％以上で発現するため、下限を０．２％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１．０％とした。更に、材質特性と原料コストを考慮すると、０．３〜０．８％が望ましい。

Ｎｂは、隙間腐食の抑制や表面の再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させるため、上限を０．６０％とした。尚、深絞り性や原料コストを考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。

Ｃｕは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．２％以上から発現するため、下限を０．２％とした。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させるため、上限を３．０％とした。尚、製造性を考慮すると、０．５〜１．５％が望ましい。

Ｖは、隙間腐食を抑制させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上から発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。

Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させたり、溶接部の組織微細化を促進し、成形性向上に寄与する元素である。これは、０．０００２％以上から発現するため、下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化につながるため、上限を０．００３０％とした。更に、表面疵や精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。

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、製鋼−熱間圧延−酸洗した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返す工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、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。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。

本発明では、製品板において、圧延方向に対して４５°方向と９０°方向のｒ値と全伸びを向上させるために、熱延板の組織制御が極めて重要で、そのために通常付与される熱延板焼鈍を施さない方が良いことを見出した。熱延板焼鈍は、冷延前に整粒再結晶組織を得るためであるが、これでは冷間圧延前の結晶粒を微細にすることが出来ず、これによって、製品板において｛１１１｝＜１１２＞方位が十分に発達しなかったり、｛４１１｝＜１４８＞方位が適度に生じなかったりして、４５°方向のｒ値や伸びが低下する。図２と図３に冷間圧延素材の組織形態と製品板の材質を示す。ここでは、１７％Ｃｒ−１．２％Ｍｏ−０．１５％Ｔｉ−０．００３％Ｃ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．００１０％Ｓ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ鋼を種々の熱延、焼鈍条件で５ｍｍ厚さの冷延素材を作製し、０．８ｍｍ厚さまで冷延した後、９５０℃×６０ｓｅｃ→Ａ．Ｃで仕上焼鈍を施した。図２は、横軸を冷延素材の結晶粒径（μｍ）とし、縦軸を製品板のｒ値としてプロットしたもので、図中一番右のプロット付近に凡例として表示するように、直線で結ばれた三点は、それぞれｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀を示しており、その近傍に表示された％を付した数字は冷延素材の再結晶率である。また、図３は、横軸を冷延素材の結晶粒径（μｍ）とし、縦軸を製品板の全伸びとしてプロットしたもので、図中一番右のプロット付近に凡例として表示するように、直線で結ばれた三点は、それぞれＥＬ₀、ＥＬ₄₅、ＥＬ₉₀を示しており、その近傍に表示された％を付した数字は冷延素材の再結晶率である。これらの図より、冷間圧延素材の再結晶粒径が８０μｍ以下で、再結晶率が９０％以下である素材を用いて冷間圧延−焼鈍した場合、４５°方向と９０°方向のｒ値および全伸びがそれぞれ１．５および３０％以上になることがわかる。

上記の組織を熱延板で得るために、熱延工程における製造条件を規定する。連続鋳造して得られたスラブは、熱間圧延工程で所定の板厚の熱間圧延鋼板とされる。ここで、ｒ値、ｎ値の高い鋼板を安定して得るために、前述した方法により熱間圧延することが必要である。スラブ加熱温度は、加熱温度が高すぎるとＴｉ炭硫化物（Ｔｉ₄Ｃ₂Ｓ₂）が加熱中に溶解し、固溶炭素の増加や、熱間圧延過程で再析出することで再結晶が遅れるといった現象が生じる。これらの現象は、製品板の再結晶集合組織の発達を抑制し、加工性を劣化させてしまう。また、結晶粒が著しく肥大化してしまい、粗大展伸粒が熱間圧延工程で形成され、製品板の加工性が劣化する。また、過度な温度低下は、表面疵発生の原因となり、疵部からの発銹による耐食性劣化をもたらす。このため、スラブ加熱温度は、１１００〜１２５０℃に規定する。更に、圧延ロール焼き付きによる生産性低下などを考慮すると、スラブ加熱温度は、１１３０〜１２３０℃が好ましい。

熱間圧延工程では、複数スタンドから成る粗圧延工程と仕上圧延工程にわけられ、各々複数パスで圧延される。粗圧延後、高速で仕上圧延が施され、コイル状に巻取られる。本発明では、巻取時に微細な再結晶粒を得るために、粗圧延圧下率と仕上圧延圧下率の比および仕上圧延終了温度を規定する。粗圧延圧下率と仕上圧延圧下率の比が高すぎると仕上圧延において導入される歪みが小さくなり、巻取時に再結晶が促進しない。逆にこれが低すぎると仕上圧延前組織において、展伸粒が残り仕上圧延−巻取においても再結晶が生じない。更に、仕上圧延終了温度や巻取温度も組織形成に影響し、仕上温度と巻取温度が低すぎると微細な再結晶組織が得られず、過度に高すぎると肥大組織となり、成形性が向上しない。これより、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比を０．８〜１．０とした。また、仕上温度や巻取温度が過度に高いと、粗大な再結晶粒が形成されてしまう一方、これらが、過度に低すぎると巻取時に再結晶が生じないため、仕上圧延終了温度７００〜９００℃、巻取温度６５０〜８５０℃とする。

熱間圧延以降の工程については、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷延と焼鈍・酸洗を施すことによってされ、冷間圧延工程に供される。本発明では熱延板焼鈍を施さずに酸洗−冷延−焼鈍−酸洗を施して製品とする。この際、冷延工程においては、ロール直径が４００ｍｍ以上の大径ロールを用いて、タンデム式の一方向圧延を施すことが望ましい。

表１に示す成分組成の本発明鋼Ａ〜Ｅおよび比較鋼Ｆ〜Ｕを溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱間圧延コイルとした。その後、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗を施し、冷間圧延に供した。比較のために熱延板焼鈍を施す場合も入れて、冷延・焼鈍を施して製品化した。

表２に各鋼を各種製法で製造した鋼板の成分、製造方法、材質特性を示す。材質はｒ値と全伸びを先述した方法で測定した。耐食性については、塩害環境での評価として、５質量％のＮａＣｌ溶液（５０℃）を用い、噴霧→乾燥→浸漬→乾燥のサイクルを１日間で行うサイクル腐食試験を１００日連続して実施し、腐食深さを測定し、その深さが板厚の１／２以下である場合を合格（○）、１／２以上である場合を不合格（×）とした。また、燃料環境での評価として、劣化ガソリンに蒸留水を１０％含有させた溶液中に鋼板を２８日間浸漬した後、腐食状況を観察した。外観上腐食が発生しておらず、大きな変化が無い場合を合格（○）、銹が発生した場合を不合格（×）とした。プレス成形性については、所定の形状に製管溶接したパイプ（φ２５．４ｍｍ）を拡管加工（φ５０．８ｍｍ）して、割れ等の異常が無かった場合を合格（○）、顕著なくびれや割れが発生した場合を不合格（×）とした。表２から、本発明例においては、拡管加工が可能でありかつ、耐食性にも優れていることが分かる。比較例Ｎｏ１０と１６は、ＣとＮが多量に添加されているため、ｒ値と全伸びが低く、成形性に劣るとともに、燃料環境における耐食性が不良である。比較例Ｎｏ１４と２５は、ＳやＭｇが多量に添加されており、加工は可能であるが、耐食性が不良である。比較例１９は、Ｂが多量に添加されているため、成形性と塩害腐食性に劣る。また、他の元素については、本発明範囲外であるため、成形性に劣る。製造条件については、熱延板焼鈍を施している比較例Ｎｏ２６、３１〜３６は、冷延素材の再結晶率が１００％で再結晶粒径が８０μｍ超と粗大になっているため、製品板の｛４１１｝＜１４８＞強度と｛１１１｝＜１１２＞強度が本発明範囲外となり、４５°方向のｒ値が低下している。そのため、パイプを拡管加工した際に割れが生じている。熱延板焼鈍を施さない条件においても、熱延条件が本発明範囲外である比較例Ｎｏ２７は巻取温度が高すぎるため冷延素材の組織が粗大化して成形性に劣る。また、比較例Ｎｏ２８〜３０は、スラブ加熱温度、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比、仕上圧延終了温度が本発明範囲外であるため、冷延素材の再結晶粒径が大きくなりすぎて、成形性に劣る。

なお、製造工程における他の条件は適宜選択すれば良い。例えば、スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。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良い。また、焼鈍の雰囲気は必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも大気中で焼鈍しても構わない。更に、本製品板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させても良く、潤滑膜の種類は適宜選択すれば良い。

集合組織と材質の関係を示す図である。熱延板組織と製品板のｒ値の関係を示す図である。熱延板組織と製品板の全伸びの関係を示す図である。

Claims

ｒ₄₅とｒ₉₀が１．５以上、ＥＬ₄₅とＥＬ₉₀が３０％以上であって、Ｃｒ：１４〜２５％を含有することを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。ここで、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、ＥＬ₄₅は圧延方向と４５°方向の全伸び、ＥＬ₉₀は圧延方向と直角方向の全伸びである。
｛１１１｝＜１１２＞方位強度が１０以上、かつ｛４１１｝＜１４８＞方位強度が３以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
質量％にて、Ｃｒ：１４〜２５％、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０、Ｍｎ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする請求項１または２に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
質量％にて、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％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項１〜３いずれかに記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
質量％にて、Ｎｉ：０．２〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．２〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％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項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
冷間圧延素材の再結晶粒径が８０μｍ以下で再結晶率が９０％以下である素材を冷間圧延し、引き続き焼鈍することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比を０．８〜１．０とする連続圧延を仕上圧延終了温度７００〜９００℃で行い、６５０〜８５０℃で巻取った後、熱間圧延板焼鈍を省略して冷間圧延と焼鈍を施すことを特徴とする請求項６記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。