JP4167166B2

JP4167166B2 - 靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯及びその製造方法

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Publication number: JP4167166B2
Application number: JP2003391291A
Authority: JP
Inventors: 益啓深谷
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2003-02-19
Filing date: 2003-11-20
Publication date: 2008-10-15
Anticipated expiration: 2023-11-20
Also published as: JP2004270026A

Description

本発明は、靱性に優れた高Ａｌ含有のフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯及びその製造方法に関するものである。

近年、耐熱材料としてＡｌを含有するフェライト系ステンレス鋼が注目されている。このような高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は、耐熱性においてオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに優れた耐酸化性を有する他、高い電気比抵抗を有している。この材料は、電気抵抗器等の高電気比抵抗が要求される電磁用部品や優れた耐酸化性が必要な自動車用排ガス部品、ストーブ部品、加熱炉炉壁等に使用されるが、最近では使用環境の過酷化に伴ってより一層の耐熱性が要求されており、Ａｌの含有量は増加しつつある。

しかしながら、Ａｌを含有するフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯は靱性が著しく低いので、室温でコイルを巻き戻すとき、あるいは冷間圧延するときに、割れや板破断等を生じ、甚だしいときには冷間圧延ができない場合がある。これを回避するには、鋼帯を遷移温度以上に加熱して通板すれば良いが、加熱によるコストアップを招くほか、加熱温度が高い場合には作業性や能率が悪く、安全上の面からも好ましくない。鋼帯の遷移温度が著しく高い鋼種の場合には、実用的には上記加熱によっても割れや板破断の回避が難しい場合がある。また、熱間圧延鋼帯を製品に曲げ、切断、打ち抜き等の加工を施す場合には、割れの問題がある。

従って、熱間圧延鋼帯コイルの巻き戻しや冷間圧延等の次製造工程や製品加工において割れが発生しない、靱性の優れた高耐熱性の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯およびその製造方法が強く要望されていた。このような高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の脆化現象を防止する従来技術としては、例えば特許文献１に開示されているように、Ｃ，Ｎを低下し熱間圧延後に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷して４５０℃以下の低温で巻き取る方法がある。さらに、特許文献２では、Ｔｉを含有するＣｒ−Ａｌ鋼の熱延仕上げ温度を９００℃以下とするとともに、巻き取り温度を６００℃以下とし、その後水冷する技術が開示されている。以上の文献に記載の発明は、熱間圧延後の低温巻き取りに関するものである。低温巻き取りする理由は、高温巻き取り時の炭窒化物の粒界析出や金属間化合物の析出を防止することにある。

一方、特許文献３ではＴｉを含有する高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼を熱間圧延後７００〜８００℃で巻き取り、その後急冷する技術が開示されている。この技術は７００〜８００℃の温度域で巻き取り５〜１０分間保持することによりＡｌＮ析出を促進し、固溶Ａｌを減少させて遷移温度を低下することにより靱性を向上させるものである。保持時間を１０分間までとする理由は、１０分超の保持による炭窒化物の粒界析出を抑止するためである。

特開昭６０−２２８６１６号公報特開平５−１４８５４８号公報特開平５−３３１５５２号公報

本発明は、Ａｌを含有する高耐熱性フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靱性をより一層改善することによって、特に厚手の熱間圧延鋼帯の冷間圧延を可能にし、かつ作業性を改善し、さらに製品の加工性を向上させることを目的としている。

本発明はこの目的のため、成分、金属組織、熱延条件、冷延条件および巻き取り条件を検討した結果、完成したものであり、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靱性を改善するためにＮｂさらにＶ，Ｔｉ，Ｚｒの最適添加および巻き取り温度を最適化することが、このような目的に合致することを見出したものである。その要旨とするところは以下の通りである。

すなわち、本発明の目的は、下記（１）〜（８）に記載の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯、およびその製造方法により達成されるものである。

本発明の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯は、
（１）質量％で、Ｃｒ：１２〜３０％、Ａｌ：３〜８％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｃ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯であって、少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織であることを特徴とする。
（２）さらにＶ：０．０５〜０．４質量％を含有する。
（３）さらにＴｉ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％の１種以上を含有する。
また、本発明の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法は、
（４）質量％で、Ｃｒ：１２〜３０％、Ａｌ：３〜８％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｃ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の鋳片を７００℃以上、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域で熱間圧延を終了し、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域での総圧下率Ｒ（％）を１５％以上６０％以下とし、続いて５００℃超８５０℃未満の温度でコイルに巻き取り、続いて水冷による強制的な冷却を行うことを特徴とする。
ただし、Ｔｓは下記式より算出される。
Ｔｓ（℃）＝９００＋２０Ａｌ−２Ｒ
Ａｌ：Ａｌの質量％
（５）さらにＶ：０．０５〜０．４質量％を含有することを特徴とする。
（６）さらにＴｉ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％の１種以上を含有することを特徴とする。

本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯は、板厚の大小にかかわらず高耐熱性と高靱性を同時に実現するものであり、熱間圧延鋼帯の冷間圧延を可能にするものである。本発明に従い、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯を製造すれば、熱間圧延鋼帯の巻き戻しおよび冷間圧延での割れや板破断を防止し、さらにこれら鋼帯を製品として使用するに際して、曲げ、切断、打ち抜き等を施す場合、割れ発生を解消し、作業性が大幅に改善される。本発明鋼は高電気比抵抗用途と高耐熱用途等に使用可能な極めて優れたフェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯であり、その工業的価値は著しく大なるものである。

本発明の限定理由を以下に詳細に説明する。

尚、本発明における鋼片とは、連続鋳造鋳片、これにブレイクダウンを行った鋳片、インゴット鋳片およびこれに分塊圧延を行った鋳片等である。本発明におけるフェライト系ステンレス鋼は、熱間圧延温度域ではフェライト単相となる成分組成のため、熱間圧延完了後の冷却によるマルテンサイト変態が生じることはない。靭性劣化の原因の一つであるミクロクラックの発生核となるマルテンサイト組織はないが、３％以上Ａｌを含有するフェライト系ステンレス鋼においては、この効果のみでは十分な靭性を得ることはできない。

また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は熱間圧延温度域でフェライト単相組織であるため、例えば汎用フェライト系ステンレス鋼ＳＵＳ４３０に代表される鋼種のように、相変態を活用した金属組織制御を行うことは望めない。そこで、本発明では熱間圧延組織の復旧過程（回復や再結晶を意味する。）を活用し、靱性を向上することにした。

本発明者等は、熱間圧延鋼帯の靭性に及ぼす成分、熱間圧延条件、冷却条件および巻き取り条件の影響を検討した結果、ＮｂあるいはＮｂとＶ，Ｔｉ，Ｚｒを適量添加した低炭素低窒素の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼鋳片を７００℃以上再結晶温度以下の回復温度域で熱間圧延を終了し、続いて５００℃超８５０℃未満で巻き取り、続いて強制的に冷却することにより靭性が著しく改善することを見出した。

まず、本発明が対象とするステンレス鋼の各成分範囲（質量％）の限定理由を述べる。

Ｃ、Ｎ：Ｃ、Ｎは０．０２５％を超えて存在すると熱間圧延鋼帯の靱性を低下させるためそれぞれ０．０２５％以下とし、Ｃ＋Ｎの総量で、０．０３％以下とする。Ｃ，Ｎの好ましい値は０．００５％以下、Ｃ＋Ｎの好ましい値は０．０１％以下である。

Ｃｒ：Ｃｒはステンレス鋼の耐熱性もしくは耐酸化性を確保する最も基本的な元素である。本発明においては、１２％未満ではこれらの特性が十分に確保されず、一方３０％を超えて含有すると、特に熱間圧延鋼帯の靱性や延性が著しく低下する。従って、Ｃｒの成分範囲は１２〜３０％とした。好ましい範囲は１４．５〜１６％である。

Ａｌ：Ａｌは、フェライト系ステンレス鋼の耐酸化性や電気比抵抗を著しく向上させる元素である。本発明においては、この元素が３％未満では耐酸化性を向上させるには十分でない。８％を超えて含有すると熱間圧延鋼帯の靭性が著しく低下する。従って、Ａｌの成分範囲は３〜８％とした。好ましい範囲は４〜６％である。

Ｎｂ：Ｎｂは窒化物あるいは炭化物を形成して固溶Ｃ，Ｎを減少させるとともに熱間圧延中の加工により導入される転位上に析出して組織を微細化させ、熱延鋼帯の靭性を一層向上させる。この効果は、０．０５％未満では十分でなく、０．５％を超えると冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、成分範囲を０．０５〜０．５％とした。好ましい範囲は０．１〜０．３％である。

Ｔｉ：Ｔｉは本発明においては選択的に添加することができる。Ｔｉはフェライト系ステンレス鋼の耐酸化性向上に効果的で、酸化皮膜の密着性を向上させる元素であると同時に、Ｎｂと同様に窒化物あるいは炭化物を形成して固溶Ｃ，Ｎを減少させ、熱間圧延鋼帯の靭性を向上させる。０．０２％以上のＴｉ含有量でこの効果を発揮させることができる。しかし、過剰のＴｉ添加は固溶Ｔｉ増加により熱間圧延鋼帯の靱性を劣化させると同時に、鋳造時にミクロンオーダーの粗大なＴｉ窒化物ＴｉＮを形成し、熱間圧延鋼帯のマイクロクラックの起点となると考えられる。特に、０．２％を超えると靭性の劣化が著しい。従って、成分範囲を０．０２〜０．２％とした。好ましい範囲は０．０４〜０．１０％である。なお、本発明が対象とする高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯のＴｉＮの含有量は０．０１５質量％以下であることが望ましい。

Ｖ：Ｖは本発明においては選択的に添加することができる。Ｎｂと同様の効果により、熱延鋼帯の靭性を一層向上させる。この効果は０．０５％未満では十分ではなく、０．４％を超えると冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、成分範囲を０．０５〜０．４％とした。

Ｚｒ：Ｚｒは本発明においては選択的に添加することができる。ＺｒはＴｉと同様の効果により、０．０２以上で熱間圧延鋼帯の靭性を向上させる。しかし、過剰のＺｒ添加は固溶Ｚｒ増加により熱間圧延鋼帯の靭性を劣化させると同時に、ミクロンオーダーの粗大なＺｒと鉄金属間化合物を形成し、熱間圧延鋼帯のマイクロクラックの起点となると考えられる。特に、０．２％を超えると靭性の劣化が著しい。従って、成分範囲を０．０２〜０．２％とした。

次に、本発明が対象とするステンレス鋼の金属組織について述べる。本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯は、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織は未再結晶組織である。金属組織を再結晶させるには、再結晶温度以上の高温での熱間圧延が必要であり、望ましくは該熱間圧延後の熱処理が必要である。この場合には結晶粒が非常に粗大化してしまい、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼が本来持つ低靭性の性質が顕在化し、靱性が劣化する。表面近傍部は熱間圧延でのせん断歪みによる加工度が高いので微細再結晶組織が形成されやすいが、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域においては加工歪みが蓄積され難いので微細再結晶組織を熱間圧延で形成することは難しい。そこで、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織を未再結晶でかつ回復組織にすることによって軟質化して、熱間圧延鋼帯の靭性を向上させる。

本発明が対象とする高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法においては、鋳片を７００℃以上、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域で熱間圧延を終了し、続いてコイルに巻き取り、続いて冷却する。熱間圧延において最終段階の圧延を再結晶温度Ｔｓ（℃）以下の回復温度域で行うことにより、該圧延パス中に導入された転位はエネルギー的に安定な再配列構造としてサブ粒界を形成し、熱間圧延組織は結晶粒内にサブグレインを有するようになると考えられる。従って、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靭性改善のためには、結晶粒界への転位集積による応力集中を微細なサブグレイン組織により緩和することが効果的である。

Ａｌを３％以上含有するフェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯においては、このような微細なサブグレイン組織を形成させるために必要な転位を導入するには熱間圧延において前記Ｔｓ以下の回復温度域での圧下率の総和Ｒを１５％以上とする。またＲが６０％を超えると、導入転位がサブグレイン内にも多量に残留し、結晶粒界やサブ粒界への応力集中が助長されるため、望ましくはＲは６０％以下がよい。圧下率の好ましい範囲は３０〜６０％である。

さらに、前記再結晶温度Ｔｓ（℃）に対するＡｌ含有量（質量％）と回復温度域での圧下率の総和Ｒ（％）の影響を詳細検討した結果、Ｔｓは下記の式で与えられることを見出した。
Ｔｓ（℃）＝９００＋２０Ａｌ−２Ｒ
Ａｌ：Ａｌの質量％

前記の回復温度域での最小限必要な圧下率の総和（限界圧下率という）は１５％であることを見出した。

なお、熱間圧延において再結晶温度以下で行う強圧下圧延は最終圧延パスのみで与えるのではなく、少なくとも最終圧延パスを含む２パス以上の圧延で与えることが望ましい。

高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼鋳片の熱間圧延終了温度を７００℃以上とした理由は、７００℃未満の熱間圧延ではステンレス鋼の変形抵抗が高くなりミルパワー不足が生じるため現実的でないのに加え、熱間圧延終了温度が著しく低い場合には、熱間圧延で導入された加工歪みが多量に残存し、転位の回復が十分に進行しないからである。熱間圧延終了温度の好ましい値は８５０℃以上である。

本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の巻き取り温度は、５００℃超８５０℃未満が望ましい。巻き取り温度が５００℃以下では、熱間圧延加工で導入された転位の回復が十分に進行しないので、熱延鋼帯の靭性の向上が期待できない。一方、８５０℃以上では熱間圧延によって形成された加工組織の再結晶や粒成長が進行するものの、微細組織は形成されずに高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼が本来持つ低靭性の性質が顕在化するため、熱間圧延材の靱性を劣化させる。実用的により好ましい巻き取り温度は、６００℃〜７５０℃である。再結晶温度以下で熱間圧延を終了した場合に、空冷により自然に到達する温度であり、かつ靱性向上効果が高い巻き取り温度領域だからである。

なお、本発明のＮｂあるいはＮｂとＶ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上を複合で含有する高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼においては、従来技術に示されるＴｉ添加鋼とは異なり、Ｎｂ添加又はＮｂとＶ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上の複合添加で十分に炭素・窒素を粒内に固定できるので、炭窒化物の粒界析出や金属間化合物ＡｌＮの析出による脆化現象の影響は少ない。

また、巻き取り終了後の冷却速度は、可能な限り急速に強制的に冷却することが好ましい。具体的には、水冷が現実的である。巻き取り後の冷却中にいわゆる４７５℃脆性の影響を回避することは原理的に避け難く、冷却速度が遅いほど４７５℃脆性の原因組織である微細Ｃｒリッチ相の形成が促進される。その結果、熱間圧延材の靱性が劣化し、５００℃超８５０℃未満の巻き取りによる回復組織形成促進による靱性向上効果を相殺するので、靱性向上に有効な巻き取り温度領域が狭くなる。空冷の場合がこれに相当する。

以下、実施例で本発明を具体的に説明する。

（実施例１）
転炉ＡＯＤ法あるいは真空溶解法により表１に示す高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼を溶製した。これらの鋼を表２に示す条件に従って製造し、板厚５ｍｍの熱延鋼帯とした。

靱性の評価は、ＪＩＳ規格に準拠したサブサイズ（厚み５ｍｍ）のＶノッチシャルピー試験片を圧延方向と平行に採取し衝撃試験を行い、衝撃値が２ｋｇｆ／ｃｍ²になる温度（ｖＴ２：℃）で評価した。ｖＴ２が３０℃以下の場合には、加熱することなく熱間圧延鋼帯の冷間圧延が可能である。３０℃〜７０℃の場合にはホットバスによる温水加熱を事前に実施することにより熱間圧延鋼帯の冷間圧延が可能である。７０℃を超える場合には、たとえ温水加熱をしても冷間圧延を行うと、衝撃等による板破断の危険性が極めて高くなる。

金属組織の観察は逆王水系のエッチング液で腐食させた後に、光学顕微鏡で観察した。

耐酸化性の評価は、＃４００の番手で表面研磨したサンプルを用い大気中９５０℃×１００ｈｒ後の酸化増量で評価した。酸化増量が０．５ｍｇ／ｃｍ²以下の場合を○、０．５ｍｇ／ｃｍ²超の場合を×で示した。

実施例１においては、いずれの水準も熱間圧延終了温度が７００℃以上再結晶温度Ｔｓ以下であり、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域での総圧下率Ｒ（％）が１５％以上であり、鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織である。

本発明鋼Ｎｏ．１〜１０の熱間圧延鋼帯は、本発明の成分を有し、靱性が大いに改善されており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生しないことがわかる。

比較例のＮｏ．１３はサンプル記号１３の成分を有し、Ｃｒが請求項下限値をはずれ、比較例のＮｏ．１５はサンプル記号１５の成分を有し、Ａｌが請求項下限値をはずれ、いずれも耐酸化性が劣っている。

比較例Ｎｏ．１１はＣが高めに外れ、Ｎｏ．１２はＣｒが高めに外れ、Ｎｏ．１４はＡｌが高めに外れ、Ｎｏ．１６はＮが高めに外れ、Ｎｏ．１７はＮｂが低めに外れ、Ｎｏ．１８はＮｂが高めに外れ、Ｎｏ．１９はＴｉが高めに外れ、Ｎｏ．２０はＺｒが高めに外れ、Ｎｏ．２１はＶが高めに外れ、いずれもｖＴ２が７０℃を超えるため、冷間圧延を行うことができない。

なお常温における電気比抵抗の値は、上記サンプル記号１３とサンプル記号１５以外は１００μΩｃｍ以上である。

（実施例２）
表１のサンプル記号７（Ｎｏ．７）の成分を有するサンプルについて、表３に示すように熱間圧延終了温度、熱間圧延の巻き取り温度および冷却方法を変化させ、熱間圧延鋼帯を製造した。本発明方法により製造した熱間圧延鋼帯（Ｎｏ．７、２２、２３、２８，２９，３０）は、靱性が大いに改善されており、冷間圧延時に板破断等のトラブルが発生しないことがわかる。

比較例Ｎｏ．２４，２５はＲが１５％未満であり、圧延終了温度が再結晶温度Ｔｓを超え、いずれも鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織とならない。比較例Ｎｏ．２６は熱延終了温度が７００℃未満である。Ｎｏ．２７は巻き取り温度が８５０℃以上となり、Ｎｏ．３１は巻き取り温度が５００℃以下となり、Ｎｏ．３２は巻き取り後の冷却が空冷である。これらいずれの比較例も、ｖＴ２が７０℃を超えるため、冷間圧延を行うことができない。

図１に熱間圧延後の巻き取り温度が熱延板の靱性に及ぼす影響を示す。試験は、サンプル記号７の成分を有するサンプルについて、表３のＮｏ．３１の条件で熱間圧延を行い、巻き取り温度４００℃で巻き取り、その後ラボ電気炉を用い３５０〜９５０℃の温度で０〜１００ｈｒの時間で焼鈍し、その後水冷し、巻き取り温度変化のシミュレイションとした。衝撃試験は５０℃で実施し、ｎ＝３の平均値で評価した。５００℃超８５０℃未満で衝撃値の著しい向上が認められる。すなわち熱延板の靱性に対し、巻き取り温度の適正温度範囲が存在することが分かる。

熱間圧延後の巻き取り温度が熱延板の靭性に及ぼす影響を示す図。

Claims

質量％で、
Ｃｒ：１２〜３０％、
Ａｌ：３〜８％、
Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、
Ｃ：０．０２５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯であって、少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織であることを特徴とする靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。
さらにＶ：０．０５〜０．４質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。
さらにＴｉ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。
質量％で、
Ｃｒ：１２〜３０％、
Ａｌ：３〜８％、
Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、
Ｃ：０．０２５％以下、
Ｎ：０．０２５％以下、
Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の鋳片を７００℃以上、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域で熱間圧延を終了し、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域での総圧下率Ｒ（％）を１５％以上６０％以下とし、続いて５００℃超８５０℃未満の温度でコイルに巻き取り、続いて水冷による強制的な冷却を行うことを特徴とする靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法。
ただし、Ｔｓは下記式より算出される。
Ｔｓ（℃）＝９００＋２０Ａｌ−２Ｒ
Ａｌ：Ａｌの質量％
さらにＶ：０．０５〜０．４質量％を含有することを特徴とする請求項４に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法。
さらにＴｉ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法。