JP2021505775A - 拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

【課題】拡管加工性が向上した自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする。式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７（ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。）【選択図】図２

Description

本発明は、拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼に係り、より詳しくは、冷延焼鈍材の各厚さ位置における集合組織の条件などを制御して、拡管加工性が向上した自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼に関する。
ステンレス鋼のうち特にフェライト系ステンレス冷延製品は、熱膨張率、熱疲労特性などの高温特性に優れ、応力腐食割れに強い。これにより、フェライト系ステンレス鋼は、自動車排気系部品、家庭用器具、構造物、家電製品、エレベーターなどに広く使用されている。
一般的に、自動車排気系部材は、排気ガスの温度によって高温部材（Ｈｏｔ ｐａｒｔ）と低温部材（Ｃｏｌｄ ｐａｒｔ）に区分されている。高温部材の自動車部品は、マニフォールド（Ｅｘｈａｕｓｔ ｍａｎｉｆｏｌｄ）、コンバータ（Ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）およびベローズ（Ｂｅｌｌｏｗｓ）などがあり、これら部品の使用温度は、主に６００℃以上であって、高温強度、高温熱疲労および高温塩腐食特性などに優れていなければならない。反面、低温部材（Ｃｏｌｄ ｐａｒｔ）は、使用温度が４００℃以内であって、主に自動車排気ガスの騒音を低減するマフラー（ｍｕｆｆｌｅｒ）などの部材がこれに該当する。
このような自動車排気系素材は、外面腐食および内面凝縮水腐食に対する抵抗性が高いステンレス鋼を主に使用し、素材コストの節減のために、高価のＮｉが含有されたオーステナイト系ステンレス鋼よりは、Ｎｉが含有されていないフェライト系ステンレス鋼が広く使用されている。例えば、ステンレス（または、ＳＴＳ）４０９、４０９Ｌ、４３９、４３６Ｌまたは、Ａｌメッキステンレス４０９などの素材がある。
最近、自動車排気系部品のトレンドは、自動車下部の排気系の部品の個数が増加するに伴い、自動車下部の空間効率性を高めるために、各部品の形が非常に複雑になっている傾向にあり、従来に比べ拡管加工性の増大が要求されているのが現状である。
従来、ディップドローイングあるいはパイプベンディング加工性と関連して、全体の厚さ平均集合組織の観点およびＲ値（Ｐｌａｓｔｉｃ−ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｉｏ）の観点に対する取り組みがあったが、拡管加工性の改善のための技術的方法は、まだ明確に確立されていない。
本発明では、拡管加工性の増大のための厚さ方向の表層部、中心部を区分して、各集合組織の条件およびこれを満たすための成分範囲を明確に提示することとした。
本発明の目的とするところは、鋼の各厚さ位置における集合組織の条件および目標集合組織の条件を満足させるための介在物のサイズ、分布密度および圧延工程の条件を制御して、拡管加工性が向上した自動車排気系用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にある。
本発明の拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする。
式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味して、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。
前記拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、最大直径が０．０５〜５μｍであり、９個／ｍｍ２以上の分布密度を有するＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を含むことができる。
前記拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、Ｃａ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００１％をさらに含むことができる。
前記拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、下記式（２）を満たすことが好ましい。
式（２）：（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０＊１００≧１６０
ここで、Ｄｆは、成形後に加工部の穴長さを、Ｄ０は、初期加工穴の長さを意味する。
前記拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼の厚さは、０．５〜３ｍｍであることがよい。
本発明の拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除外）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延する段階と、前記熱間圧延した鋼材を冷間圧延する段階と、前記冷間圧延した鋼材を冷延焼鈍する段階と、を含み、前記冷延焼鈍した鋼材は、下記式（１）を満たすことを特徴とする。
式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。
前記冷延焼鈍した鋼材は、最大直径が０．０５〜５μｍであり、９個／ｍｍ２以上の分布密度を有するＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を含むことができる。
前記冷間圧延する段階のロール直径は、１００ｍｍ以下であることがよい。
本発明によると、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、中心部と表層部の互いに異なる構成の集合組織の発達によってサンドイッチ効果が発現して、ＨＥＲ値が増加し、拡管加工時にクラック発生を抑制することができる。
拡管加工が適用された自動車排気系用部品および拡管加工時に発生したクラックを撮影した写真である。 本発明の実施例による集合組織パラメータを説明するための断面図である。 本発明の実施例による集合組織パラメータとＨＥＲとの相関関係を示すグラフである。 本発明の一実施例および比較例のＸ、Ｙ値を表示したグラフである。
本発明の拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼によれば、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たす。
式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。
以下では、本発明の実施例を添付の図面を基にして詳細に説明する。以下の実施例は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例にのみ限定されずに他の形態に具体化されることもできる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現することができる。
明細書全体で、任意の部分が或る構成要素を「含む」というとき、これは、特に反対になる記載がない限り、他の構成要素を除くものではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。
単数の表現は、文脈上明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
以下では、本発明による実施例を添付の図面を基にして詳細に説明する。まず、フェライト系ステンレス鋼について説明した後、フェライトステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼材が排気系熱交換器用に使用されるとき、拡管加工性を向上させるために多様な検討を行った結果、以下の知見を得ることができた。
結晶内部に生成された一定の面と方位を有する配列を集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）と言い、これら集合組織が一定の方向に発達した様相を集合組織ファイバー（ｆｉｂｅｒ）と言う。結晶の集合性を示す集合組織は、拡管加工性と密接な関係を有しているが、そのうち、集合組織の（１１１）面に直角な方向に生成される方位の集合組織群をガンマ（γ）−ファイバーと言い、（１００）面に直角な方向に生成される方位の集合組織群をキューブ（ｃｕｂｅ）−ファイバーという。
フェライト系ステンレス鋼の中心部には、主にガンマ−ファイバー、表層部には、キューブ−ファイバーが発達することになる。これら集合組織のうちガンマ−ファイバーの分率が高いほど、全体的な加工性が改善されることが知られていて、従来、通常のフェライト系ステンレス鋼では、ガンマ−ファイバーは増やし、キューブ−ファイバーは減らそうとした。
一方、ホール拡管加工時に中心部では、平面変形が発生して（１１１）／／ＮＤ集合組織のみを強く発達させればよいが、ホール周囲の表層部には、単純平面変形だけでなく、３軸における複雑な変形挙動が発生する。この場合、（１１１）／／ＮＤ集合組織のみを発達させる場合、図１に示したとおり、クラックが発生するので、多様な変形挙動に対する加工性を確保することができないという問題がある。これに伴い、一定水準以上の拡管加工性を確保することができる集合組織方位の研究が要求されている。
本発明では、フェライト系ステンレス鋼において拡管加工性を向上させるために、集合組織の方位を研究した結果、表層部では、（１００）／／ＮＤ集合組織を発達させることにより平面変形以外の変形挙動条件における加工性を確保することができることを発見した。特に、表層部にはキューブ−ファイバーを、中心部にはガンマ−ファイバーを多く発達させた場合、ホール拡張性を向上させることができることを発見し、これに伴い、各厚さ位置における集合組織パラメータを導き出した。
厚さ方向への表層部と中心部の集合組織の特性が相異するように発達させるためには、合金成分、介在物の大きさおよび分布密度と共に、冷間圧延時にロール直径を１００ｍｍ以下で確保することによって達成することができる。
以下では、熱処理追加工程を経ることなく、合金元素の成分系および各厚さ位置における集合組織の制御だけで優れた拡管加工性を示すフェライト系ステンレス鋼について述べる。
本発明の一態様による拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなる。
以下、本発明の実施例における合金成分の含量の数値限定理由について説明する。以下では、特別な言及がない限り、単位は、重量％である。
Ｃｒの含量は、１０〜２５％である。
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の耐食性向上元素のうち最も多く含有されて、基本となる元素であって、耐食性の発現のためには、１０％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が多すぎる場合、炭素および窒素が含有されたフェライト系ステンレス鋼に粒界腐食が発生する虞があり、また、製造コストが上昇する問題があるため、その上限を２５％に限定する。
Ｎの含量は、０．０１５％以下である。
窒素（Ｎ）は、侵入型元素であって、その含量が多すぎる場合、強度が過度に上昇して軟性が低下するため、上限を０．０１５％に限定する。
Ａｌの含量は、０．００５〜０．０５％である。
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼時に脱酸剤として添加される元素であって、溶鋼中酸素の含量を低減するために、０．００５％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が多すぎる場合、非金属介在物として存在し、冷延ストリップのスリーブ（ｓｌｉｖｅｒ）欠陥が発生する虞があり、溶接性が低下する問題があるため、その上限を０．０５％に限定する。
Ｎｂの含量は、０．１〜０．６％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、固溶Ｃと結合してＮｂＣを析出する元素であって、固溶Ｃの含量を低減して、耐食性および高温強度を向上させるために、０．１％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が多すぎる場合、再結晶を抑制して成形性が低下する問題があるため、その上限を０．６％に限定する。
Ｔｉの含量は、０．１〜０．５％である。
チタン（Ｔｉ）は、炭素および窒素を固定する元素であって、析出物を形成して固溶Ｃおよび固溶Ｎの含量を低減して鋼の耐食性を向上させるために、０．１％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が多すぎる場合、粗大なＴｉ介在物により表面欠陥が発生する虞があり、製造コストが上昇する問題があるため、その上限を０．５％に限定することがよい。
また、本発明の一実施例による拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、Ｃａ：０．０００４〜０．００２％およびＭｇ：０．０００２〜０．００１％をさらに含むことができる。
Ｃａの含量は、０．０００４〜０．００２％である。
Ｃａは、製鋼工程で脱酸のために投入される元素であって、脱酸工程後に不純物として残っていることになる。ただし、その含量が多すぎる場合、耐食性を劣化させる。したがって０．００２％以下に含量を制限し、完全に除去することは不可能なので、０．０００４％以上で管理することが好ましい。
Ｍｇの含量は、０．０００２〜０．００１％である。
Ｍｇは、製鋼工程で脱酸のために投入される元素であって、脱酸工程後に不純物として残っていることになる。ただし、その含量が多すぎる場合、成形性を劣化させる。したがって０．００１％以下に含量を制限し、完全に除去することは不可能なので、０．０００２％以上に管理することが好ましい。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるので、これを排除することはできない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも知っているものであるため、そのすべての内容を特に本明細書で言及しない。
図２は、本発明の一実施例による集合組織パラメータを説明するための断面図である。
本発明の一実施例によれば、前述した合金組成を満たす拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、下記式（１）を満たすことができる。
式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。
前述したとおり、フェライトステンレス鋼の表層部には、ガンマ−ファイバー集合組織を最大限抑制しつつ、キューブ−ファイバー集合組織を有する結晶粒の分率を高め、中心部には、キューブ−ファイバー集合組織を最大限抑制しつつ、ガンマ−ファイバー集合組織を有する結晶粒の分率を高めて、変形挙動条件での拡管加工性を向上させることができることを確認した。
前記Ｚ値は、厚さ位置および異なる性質の集合組織分率を考慮して導き出されたパラメータであり、Ｙにおける１０は、キューブファイバーは、ガンマファイバーより少なく発達することを考慮した加重値である。
この際、冷延焼鈍されたフェライト系ステンレス鋼板の中心部において（１１１）／／ＮＤ集合組織分率は、７０％以下であり、（１００）／／ＮＤ集合組織分率は、２％以上でありうる。また、表層部において（１００）／／ＮＤ集合組織分率は、３０％以下であり、（１１１）／／ＮＤ集合組織分率は、１０％以上でありうる。これに伴い、Ｘは、３５以下、Ｙは、３０以下の範囲を満たすことができる。
本発明の一実施例によれば、前述した合金組成を満たす拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、下記式（２）を満たすことができる。
式（２）：（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０＊１００≧１６０
ここで、Ｄｆは、成形後加工部の穴の長さを、Ｄ０は、初期加工部の穴の長さを意味する。
図３は、集合組織パラメータＺとＨＥＲ（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ Ｒａｔｉｏ、穴広げ性）との相関関係を示すグラフである。
穴広げ性は、鋼板に多様な加工方法を通じて加工した穴がクラック（ｃｒａｃｋ）やネッキング（ｎｅｃｋｉｎｇ）などの不良なしにどれくらい拡張可能であるかを示す材料特性であって、（成形後に加工部の穴長さ）−（初期加工穴の長さ）＊１００／（初期加工穴の長さ）で定義される。
式（１）を満たす場合には、表層部、センター部の異なる集合組織の形成による類似クラッド（サンドイッチ）効果に起因してＨＥＲ値が増加し、実部品拡管加工時にクラック発生が抑制され得る。
図３に示したとおり、本発明の一実施例による拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、Ｚ値が１７以上である。
これに伴い、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼は、ＨＥＲ値が１６０以上を示すことができる。前記ＨＥＲ値は、その大きさが増加するほど拡管加工が容易であり、値が大きいほど有利である。
本発明の実施例によれば、表層部と中心部の再結晶集合組織特性を相異に具現するための方案として変形集合組織から再結晶集合組織に発達するとき、集合組織のランダム（Ｒａｎｄｏｍ）化を抑制して、再結晶集合組織が焼鈍前に発達された変形集合組織に拘束されるようにするＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を含む。また、このような酸化物が溶接部の集合組織のランダム化を抑制するためには、そのサイズと分布密度が確保されなければならないことを確認した。
例えば、前記Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物は、ＴｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯなどを含むことができる。
本発明では、最大直径が０．０５〜５μｍである前記Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を有効酸化物として定義することができ、このような有効酸化物が９個／ｍｍ２以上の分布密度を有する場合、拡管加工性の向上に有効に作用することができる。
前記Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物の最大直径が０．０５μｍ未満である場合、酸化物が非常に小さくて、再結晶挙動時に変形集合組織を拘束する役割をしないので、加工性改善の役割をすることができず、５μｍ超過である場合、Ｓｃａｂなどのような表面欠陥を誘発する問題点がある。
また、前記Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物の分布密度が９個／ｍｍ２未満の場合にも、再結晶挙動時に変形集合組織を拘束する役割が十分でないため、本発明が所望する再結晶集合組織特性を具現しない問題点がある。
次に、本発明の他の態様による拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
本発明の一実施例による拡管加工性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除外）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延する段階と、前記熱間圧延材を冷間圧延する段階と；前記冷間圧延材を冷延焼鈍する段階と、を含む。
合金元素含量の数値限定理由に関する説明は、上述した通りである。
前記の組成を含むステンレス鋼を通常の熱間圧延、熱延焼鈍を行った後、下記の冷間圧延および冷延焼鈍を行って、最終製品を形成することができる。
厚さ方向への表層部と中心部の集合組織の特性を相異させて発達させるためには、冷間圧延時にロール直径が小さくなければならない。ロール直径が小さくなるほど表層部と中心部の変形モード（表層部のせん断変形、中心部の平面変形）の差異がさらに大きくなり、変形集合組織も、大きく違いが生じるためである。具体的に、ロール直径が小さいほど、表層部でキューブ−ファイバー分率を増加させることができる。
このように、合金成分、介在物の条件と共に、冷間圧延時にロール直径を制御して、冷間圧延および冷延焼鈍を経て最終冷延焼鈍材を製造する場合、厚さ方向への表層部と中心部の要求される集合組織の特性を相異させて発達させ、集合組織サンドイッチ効果を最大限に発揮することができる。前記冷間圧延は、１００ｍｍ以下のロール直径条件下で行うことができる。
これに伴い、製造された冷延焼鈍材は、下記式（１）を満たす。
式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味して、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。
以下、本発明の好ましい実施例を通じてさらに詳細に説明する。
実施例
商業生産されるフェライト系ステンレス鋼の生産条件によって最終製品を生産する実験を実施し、表１のように各成分の含量を変更しながら生産された溶鋼を用いて連続鋳造されたスラブから熱間圧延した熱延板を、熱延焼鈍して熱延焼鈍鋼板を製造した。
その後、冷間圧延ロールの直径を異ならしめて冷間圧延を実施し、冷延焼鈍処理して、厚さ０．５〜３ｍｍの冷延焼鈍鋼板を製造した。
表１による発明鋼および比較鋼を実験に使用した。
最終冷延焼鈍材の横方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）断面に対してＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて集合組織分率を測定し、これに伴い、各厚さ位置における集合組織パラメータを計算して、下記表２に示した。
また、最終冷延焼鈍材の横方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）断面に対してＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で有効酸化物の分布密度を測定し、冷間圧延時にロール直径、ＨＥＲ値、厚さおよび実部品拡管時にクラック発生の有無を下記表３に示した。
図４は、開示された実施例２および比較例３による集合組織パラメータを表示したグラフである。
前述したとおり、中心部で発生する平面変形条件における加工性を確保することができる集合組織は、ガンマ−ファイバーであり、表層部で発生する平面変形以外に他の変形挙動条件における加工性を確保することができる集合組織は、キューブ−ファイバーであるので、最終冷延焼鈍鋼板の集合組織サンドイッチ効果を最大化するためには、表層部と中心部の再結晶集合組織の特性が相異に現れなければならない。
前記実施例の場合、比較例と比較して表層部では、ガンマ−ファイバー対比キューブ−ファイバー集合組織の分率が高く、中心部では、キューブ−ファイバー対比ガンマ−ファイバー集合組織の分率が高くて、集合組織パラメータＺ値が１７以上であることを確認することができる。
これに比べて、比較例１および比較例２では、中心部のキューブ−ファイバー対比ガンマ−ファイバー集合組織分率が低くて、Ｚ値は、１７に達しなかった。
また、比較例３および比較例４では、表層部のガンマ−ファイバー対比キューブ−ファイバー集合組織分率が低くて、Ｚ値は、１７に達しなかった。
具体的に、表２および表３に示したとおり、比較例１の場合、冷間圧延時にロール直径が１５０ｍｍと大きくて、有効酸化物の分布密度が８個／ｍｍ２として測定されたところ、最終冷延焼鈍材の集合組織パラメータＺが１３．７であって、１７に達しなく、これに伴い、実部品拡管加工時にクラックが発生した。
表２および表３に示したとおり、比較例２の場合には、有効酸化物の分布密度は満足するが、冷間圧延時にロール直径が３００ｍｍと大きく、最終冷延焼鈍材の集合組織パラメータＺが１６．４であって、１７に達しなく、これに伴い、実部品拡管加工時にクラックが発生した。
表２、表３および図４に示したとおり、比較例３の場合、冷間圧延時にロール直径が１５０ｍｍと大きく、有効酸化物の分布密度が７個／ｍｍ２と測定され、最終冷延焼鈍材の集合組織パラメータＺが１４．５であって、１７に達せずに、これに伴い、実部品拡管加工時にクラックが発生した。
表２および表３に示したとおり、比較例４の場合、冷間圧延時ロール直径が３００ｍｍと大きく、有効酸化物の分布密度が６個／ｍｍ２と測定され、最終冷延焼鈍材の集合組織パラメータＺが１２．４であって、１７に達せずに、これに伴い、実部品拡管加工時にクラックが発生した。
本発明の一実施例によって製造されたフェライト系ステンレス鋼は、各厚さ位置における集合組織の条件を制御して、最終冷延焼鈍材のＨＥＲ値を１６０以上に最大化して、拡管加工性を高めると共に、クラック発生を最小化することができる。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、該当技術分野で通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲の概念と範囲を逸脱しない範囲内で多様な変更および変形が可能であることを理解することができる。
本発明によるフェライト系ステンレス鋼は、拡管加工性が向上して、自動車排気系の部品に活用され得る。

Claims (8)

  1. 重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除く）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなり、
    下記式（１）を満たすことを特徴とする拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼。
    式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
    （ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。）
  2. 最大直径が０．０５〜５μｍであり、９個／ｍｍ２以上の分布密度を有するＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を含むことを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼。
  3. Ｃａ：０．０００４〜０．００２％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００１％をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼。
  4. 下記式（２）を満たすことを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼。
    式（２）：（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０＊１００≧１６０
    （ここで、Ｄｆは、成形後に加工部の穴長さを、Ｄ０は、初期加工穴の長さを意味する。）
  5. 厚さが０．５〜３ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼。
  6. 重量％で、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０１５％以下（０を除外）、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．１〜０．６％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、残部Ｆｅおよびその他不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延した鋼材を冷間圧延する段階と、
    前記冷間圧延した鋼材を冷延焼鈍する段階と、を含み、
    前記冷延焼鈍した鋼材は、下記式（１）を満たすことを特徴とする拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼の製造方法。
    式（１）：Ｚ＝Ｘ＊Ｙ≧１７
    （ここで、フェライトステンレス鋼の厚さＴを基準として、Ｘは、Ｔ／３から２Ｔ／３まで領域の［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］を意味し、Ｙは、表層からＴ／３まで領域の１０＊［（１００）／／ＮＤ集合組織分率］／［（１１１）／／ＮＤ集合組織分率］を意味する。）
  7. 前記冷延焼鈍した鋼材は、最大直径が０．０５〜５μｍであり、９個／ｍｍ２以上の分布密度を有するＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物を含むことを特徴とする請求項６に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼の製造方法。
  8. 前記冷間圧延する段階のロール直径を１００ｍｍ以下に制御することを特徴とする請求項６に記載の拡管加工性が向上したフェライトステンレス鋼の製造方法。
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