JP5682901B2

JP5682901B2 - スピニング加工性に優れるＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP5682901B2
Application number: JP2008239044A
Authority: JP
Inventors: 矢沢　好弘; 好弘矢沢; 加藤　康; 康加藤; 笠茂　利広; 利広笠茂; 宇城　工; 工宇城
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-09-18
Filing date: 2008-09-18
Publication date: 2015-03-11
Anticipated expiration: 2028-09-18
Also published as: JP2010070799A

Description

本発明は、自動車の排気ガス系部材、家電等に用いられる、スピニング加工性に優れたTi添加フェライト系ステンレス鋼板に関する。

自動車排気系部材には、加工性と耐食性に優れたＳＵS 409Ｌや、ＳＵＳ432 、ＳＵＳ 436Ｌなどのフェライト系ステンレス鋼が多用されている。例えば、自動車のエンジンから排出された排気ガスを処理する、触媒コンバーターのハウジングやマフラー等がその一例である。

近年、このような触媒コンバーターのハウジングは、本体とほぼ同じ径の素管（溶接管）にスピニング加工を施して成形される場合が多くなっており、その成形も高度化し、素材に求められる要求特性も高度化してきている。

従来スピニング加工性に関しては、特許文献1には製造方法に関する特許が、特許文献２には溶接部の特性を規定した特許が、特許文献３や特許文献４には鋼中の析出物を規定する特許が開示されている。

すなわち、特許文献１では、素管を3つのローラで把持し、ローラの長手方向相対移動速度と管の回転数により定まる幾何学的なスパイラル角に対する差が１度以内となるようにローラを長手方向に傾斜させて、３つのローラと素管を長手方向に相対的に移動させるとともに、ローラを管半径方向に移動させることにより、素管にテーパー加工を施すテーパー鋼管の製造方法が開示されている。

特許文献２には、溶接管のスピニング加工性に及ぼす溶接金属部のミクロ組織、および鋼板成分の影響について、綿密な調査、検討を行い、溶接により形成された溶接金属部の断面形状が鋼板厚さの０．９倍以上の溶込み深さと、鋼板厚さ以下の管内面側幅とを有することを特徴とするスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接管が開示されている。

さらに、特許文献３には、フェライト系ステンレス鋼板において、含有酸素量を１００ｐｐｍ以下に制御することでスピニング加工時に割れの起点となるＳｉＯ_２含有介在物を極力少なくした組織とすることに加え、スピニング加工前に当該鋼板端面又は溶接管端面に切削又は研磨の端面処理を施して割れの起点となるせん断加工歪みを予め除去した後、スピニング加工を施す方法が開示されている。

さらには、特許文献４には、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃ、Ｍｎ等の主要構成元素の含有量を規制するとともに、Ｔｉ等とともに介在物や析出物を形成するＳの含有量を規制することで、破断の起点となる前記介在物や析出物の出現を抑制してスピニング加工性を向上させることが開示されている。
特開平１０−２４３２３号公報特開２００４−２４３３５４号公報特開２００６-２９１２９４号公報特開２００３−３４２６９４号公報

上記特許文献１〜４に開示された技術により、スピニング加工時の割れの抑制はある程度は図れるが、当該技術も、代表的なスピニング加工割れである母材管端からの割れや、母材平板部から圧延方向への縦方向への割れに対しては、特に窒化物（ＴｉＮ）に起因した割れを抑制する技術は開示されていない。

本発明は、上記した問題点を解決すべく、従来からのフェライト系ステンレス鋼板では解決し得なかった、スピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。

発明者等は、フェライト系ステンレス鋼板のスピニング加工性に及ぼす鋼板成分や析出物ついて鋭意研究を重ね、さらに、スピニング加工時の亀裂の発生と伝播を助長すると考えられるＴｉＮの鋼中における形態と割れの関係を調査し、フェライト系ステンレス鋼中のＮ含有量が多く、しかもＴｉＮが粗大かつ析出量が多い場合にスピニング加工時割れが発生しやすくなることを知見した。

そこで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌ含有量をはじめとする鋼成分を規制すると共に、ＴｉおよびＮを一定量添加してＴｉＮの析出物性状を制御することによって、スピニング加工性時における管端の割れや母材部の圧延方向への縦割れが飛躍的に低減できることを知見した。

ＴｉＮの増加により、せん断端面に割れ(特に端面われ)が発生しやすくなる原因については、次のように考えられる。

鋼中Ｎ含有量の増加によりスピニング加工時に亀裂の発生と伝播の起点となるＴｉＮを主体とする（ＴｉＮおよびＴｉＣ、ＦｅＴｉＰの複合炭化物が主）介在物が増加すること。

ＴｉＮは他のＴｉ系析出物に比べ析出温度が高温で粗大化しやすく、液相中に析出した場合、最大１０μｍを超えるものもあること。

さらに、粗大であるとともに、立方晶（Ｃｕｂｉｃ）形状であるため、端面に応力が集中しやすいこと。すなわちＴｉＮを主体とする析出物は加工時端面に応力が集中し、亀裂の発生と伝播の起点となるとともに、母材せん断端面の変形能に影響を及ぼし、破断面の割合を増加させること。

破断面の割合が増加した端面は破断限界歪みが増加するために、端面に引張応力が発生するスピニング加工が施されるとき、加工割れに至り、その伝播が助長されるものと考えられる。本発明の要旨は、以下の通りである。

第一の発明は、質量％でＣ≦０．０２％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．５％、Ｃｒ：１１％以上２３％以下、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦１．０％、Ｎ≦０．０１５％、Ｔｉ≦０．３０％を、下記式（１）および式（２）の関係を満足する範囲において含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴｉＮの平均粒径が５．０μｍ以下、前記ＴｉＮのアスペクト比が０．７以上、前記ＴｉＮの析出物密度が１．０×１０^２個／ｍｍ^２以上８．０×１０^５個／ｍｍ^２以下、フェライト結晶粒度６．０以上としたことを特徴とするスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＞１１・・・（１）
０．００１０＜（Ｔｉ×Ｎ）＜０．００２７・・・（２）
なお、上記式（１）、（２）においてＣ、Ｔｉ、Ｎはそれぞれ、各元素の質量％を示す。

第二の発明は、更に、質量％でＮｂ≦０．４％、Ｖ≦０．４％、Ｚｒ≦０．４％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

第三の発明は、更に、質量％で、Ｍｏ≦３．０％を含有することを特徴とする第一または第二の発明に記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

第四の発明は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．０５％以上０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

第五の発明は、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００７％以上０．００３０％以下を含有することを特徴とする第一乃至第四の発明の何れかに記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板である。

第六の発明は、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有することを特徴とする第一乃至第五の発明の何れかに記載のスピニング加工性に優れたヘライト系ステンレス鋼板である。

第七の発明は、第一乃至第六の発明の何れかに記載の成分組成を有する鋼を連続鋳造するに際し、溶鋼過熱度を１５〜６０℃とし、ＴｉＮ析出温度域である１５００〜１３００℃の間を５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してスラブとした後に熱間圧延し、８００〜１０００℃で熱延板焼鈍した後、冷間圧延し８５０〜１０５０℃で再結晶焼鈍することを特徴とするスピニング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である。

本発明によれば、鋼成分を規制すると共に、スピニング加工時に亀裂の発生と伝搬を助長するＴｉＮ析出物の平均粒径、アスペクト比、析出物密度を所定の範囲に制御したのでスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られた。

以下、本発明を具体的に説明する。

まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。また、元素記号で表した数式は、その元素の組成（質量％）を示す。

Ｃ：０．０２％以下
Ｃは、鋼中に固溶状態で存在すると伸び、ｒ値を劣化させるため、製鋼工程で可能な限り除去することが望ましい。また、Ｃは、靱性、加工性を低下させるだけでなく、自動車の排気系部材に適用する場合に特に、重要な溶接部の鋭敏化特性を低下させ、耐食性を損なうので含有量は低い程望ましい。

本発明では、固溶Ｃは、後述するＴｉおよびＮｂにより炭化物として固定するが、Ｃ含有量が０．０２％を超えると、固溶Ｃを固定するためにＴｉ、Ｎｂ含有量が増大し、加工性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。ｒ値、伸び等加工性及び炭化物の析出量規制の観点から、Ｃ含有量は０．００２０％以下、より好ましくは、０．００１０％以下とするのが良い。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、本発明における重要な元素の一つである。すなわち、Ｓｉは固溶強化で鋼を固質化し、スピニング加工性および靱性を低下させので、これらの含有量を低減する方が望ましい。しかし、ＳｉはＴｉＮの溶解度積に影響を及ぼし、添加量が多くなるとＴｉＮの析出を促進する。従って、本発明では、Ｓｉは０．５％以下で含有させるものとした。より好ましくは０．３％以下である。

Ｍｎ：１．５％以下
Ｍｎは、ＭｎＳを形成して熱間加工性に有害なＳを無害化する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではＳを無害化する効果が十分でなく、また、１．５％を超えると上記効果が飽和し、またＭｎの固溶強化による伸びの劣化が大きくなるため、１．５％以下に制限する。好ましくは０．５％以下である。

Ｐ：０．０６％以下
Ｐは、強度を高めるのに有効な元素であるが、粒界に偏析しやすくそのため、Ｂを含有した場合には、Ｂの粒界強化作用を低減させ、溶接部の耐二次加工脆性を劣化させる。また、加工性や靭性、高温疲労特性も劣化させる傾向があるので、低い方が望ましい。しかし、過度に低減すると製鋼コストの上昇を招くので０．０６％以下とする。より好ましくは０．０３％以下である。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＳはＴｉ等と析出物や介在物を形成し、これらがスピニング加工時における破断の起点となる。特に、素管を電縫溶接で形成した場合には、メタルフローにより板厚中央に偏析していた析出物や介在物が管の表面に露出し、破断の起点となり易くなる。そこで、本発明では、Ｓ量は０．０３％以下とする。より好ましくは０．０１０％以下である。

Ｃｒ：１１〜２３％
Ｃｒは、耐熱性、耐酸化性および耐食性の向上に有効な元素であり含有量が１１％に満たないと十分な耐食性が得られず、一方２３％を超えると靱性、加工性が低下するので、Ｃｒ含有量は１１％〜２３％の範囲とした。

Ａｌ：１．０％以下
Ａｌは、製鋼における脱酸剤として、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ａｌ含有量が１．０％を超えると固溶強化による伸びの低下が起こる。さらに、過度の添加は介在物を生成し、表面外観および耐食性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は１．０％％以下とする。なお、ＡｌはＡｌＮとして鋼中のＮを析出物に変え鋼の清浄度を低下させる。また、微細なＴｉＮはδ-フェライトの凝固核として溶接部組織に微細化寄与するため、微細ＴｉＮの効果を保つために好ましくは、０．００１〜０．６％、より好ましくは、０．０１〜０．０５％である。

Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、本発明でＴｉとともに重要な元素の一つである。Ｔｉの添加により溶鋼中または凝固初期過程の高温な温度域でＴｉＮを形成し、室温に持ちきたされる。ＴｉＮは結晶構造がＢ１型（ＮａＣｌ型）であり、δフェライトの格子定数０．４０５４ｎｍに近い０．４２４２ｎｍの格子定数を有する。整合性が良いことからδフェライトの凝固核として有効に作用することが知られている。

しかし、Ｎ含有量が０．０１５％を超えるとＴｉＮの析出温度が高くなり、溶鋼中で晶出することで粗大化しやすくなるとともにＮ含有量が多くなるとＴｉＮ析出体積も多くなり、割れが顕著になること、ＴｉＮに起因した表面傷が顕著になる。また、粗大なＴｉＮに起因した鋼板の延性が劣化する。これらのことからＮ含有量は、０．００４％以下が好ましい。成形性をさらに向上させるためには０．００２％以下とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．３０％以下、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＞１１
Ｔｉは、本出願で最も重要な元素の一つである。優先的に炭窒化物を形成して固溶ＣおよびＮを低減し、Ｃｒの炭窒化物形成を抑制し、延性、靱性、溶接性および耐食性を高める上で有用な元素である。しかしながら、その効果はＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）で11超えでないと十分ではなく、特に溶接部でのＣｒ炭化物析出に起因した鋭敏化を抑制するには不可欠である。

なお、Ｔｉは０．３０％を超えるとＮ含有量にも依存するが、割れの発生と伝播の起点になりうるＴｉＮの析出量、サイズや析出形態に影響を及ぼす。本願ではＴｉＮの析出制御の観点からＴｉ含有量を０．３０％以下とした。なお、ＴｉＮは形状がＣｕｂｉｃ状であり、端部に応力が集中しやすく、加工時割れの発生と伝播の起点となりうる。そこでＴｉの好適な範囲は０．１０〜０．２５％である。

Ｔｉ×Ｎ：０．００１０＜（Ｔｉ×Ｎ）＜０．００２７
ＴｉＮサイズと密度を規定するためには（Ｔｉ×Ｎ）の規定が有効である。特にＴｉ×Ｎ含有量が高くなると溶鋼中からＴｉＮが晶出しやすくなり、粗大化しやすくなるとともに、その析出量（Ｖｏｌｕｍｅ）も多くなるため、クラスター化しやすく割れにとって有害となる。あわせて、粗大なＴｉＮに起因することが知られている表面傷（チタンストリンガー）の原因ともなるので、（Ｔｉ×Ｎ）＜０．００２７とした。

なお、Ｔｉは鋼中のＣをＴｉＣとして固定して、鋭敏化を抑制する作用があるため、適量の添加が必要である。また、ＴｉＮはδフェライトの凝固核としても作用するので溶接部組織の微細化、等軸晶率向上に有効である。また、ＴｉＮはその周囲にＴｉＣ、ＮｂＣを複合析出して微細析出物の減少を促し、母相中の固溶Ｃ、ＮをＴｉＮとの複合析出物として低減する作用がある。さらに精錬での負荷も考慮し下限を０．００１０＜（Ｔｉ×Ｎ）とした。

ＴｉＮの平均粒径：５．０μｍ以下
ＴｉＮの長軸（ａ）と短軸(ｂ)は次のようにして求める。試験片の板面に垂直で、かつ圧延方向に平行な断面を１０％ＡＡ液（１０％アセチルアセトン‐１％塩化テトラメチルアンモニウム‐メタノール）で電解した後、抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ）で０．２万〜６万倍の倍率で、視野にあるＣｕｂｉｃ状のＴｉＮを大きい順に５０個（あるいはそれ以上）観察する。

なお、析出物は、個々にＥＤＡＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装置）を用いて元素分析を行い、組成を調べることにより、ＴｉＮ析出物であると同定できる。ＴｉＮの形状はほぼ立方体または直方体であることが多い。

粒径の大きいＴｉＮは割れの原因となりやすいので、個々のＴｉＮについて、直方体各面のうちの観察面とほぼ平行となる面をなす長方形の長辺方向の切断線分を長軸とし、この長軸と直交する方向（短辺方向）の切断線分を短軸として、（長軸長さ＋短軸長さ）/2を求め、これを全ＴｉＮ観察個数について平均したものをＴｉＮ平均粒径とする。ただし、粒径が１．０μｍ以下のものは評価に用いなかった。

なお、ＴｉＮはＮａＣｌ型（Ｂ１）型の結晶構造を有する。格子定数は０．４２４２ｎｍ。フェライト母相（固相）中から析出するＴｉＮは板状または棒状の析出物であると考えられるが、液相中から晶出したＴｉＮは均等な形状、すなわち立方晶（Ｃｕｂｉｃ）に近い形状であると考えられる。

アスペクト比：０．７以上
アスペクト比とは、ＴｉＮの長軸（ａ）と短軸(ｂ)の比をいう。
上述したような手法に従い試料を調整し、ＴｉＮをＳＥＭ観察して、図２に示したＴｉＮの長軸（ａ）と短軸(ｂ)を測定した。ＴｉＮをＣｕｂｉｃ形状（液相中から晶出）とした場合は、アスペクト比（ａ／ｂ）は１に近くなる。

しかしＴｉＮは、その後周囲にＴｉＣ、ＦｅＴｉＰなどを複合析出し、形状が一部変化することがある。そこで、ここではアスペクト比（ａ／ｂ）が０．７以上をＣｕｂｉｃ形状とした。なお、液相中、液相＋固相の2相域で析出したＴｉＮは、δフェライトの凝固核となるため等軸結晶率の向上により、リジングの改善にも寄与することが考えられる。

なお、アスペクト比（ａ／ｂ）が０．７未満の析出物は板状と定義した。このＴｉＮはクラスター化（凝集化）しやすいため、小さくても集まると有害である。また、液相中から晶出しないとδフェライトの凝固核として作用しないためリジング改善、溶接部組織の微細化への寄与も小さい。また微細かつ多量に析出すると析出強化により素材を硬質化するためその形状のアスペクト比（ａ／ｂ）を０．７以上とした。

ＴｉＮの析出物密度：１．０×１０^２個／ｍｍ^２以上８．０×１０^５個／ｍｍ^２以下
ＴｉＮの析出物密度は鋼の材質、表面傷などに大きな影響を及ぼす。また、析出物の密度が高いと、ＴｉＮがクラスター化（凝集化）した場合、微細なＴｉＮでも傷が割れの原因となる。また亀裂の伝播サイトが多く、割れが助長される。そこでＴｉＮの析出物密度を８．０×１０^５個／ｍｍ^２以下とした。

なお、精錬での負荷、鋼中のＣ，Ｎを十分固着するために必要なＴｉ含有量を確保するという観点からＴｉＮの下限析出物密度を１．０×１０^２個／ｍｍ^２とした。以上よりＴｉＮの析出物密度の適正範囲を１．０×１０^２個／ｍｍ^２以上８．０×１０^５個／ｍｍ^２以下とした。なお、特に表面傷の観点からＴｉＮの析出物密度は好ましくは５．０×１０^５個／ｍｍ^２以下となる。

なお、図１に代表的なＴｉＮ個数観察時の光学顕微鏡写真の一例を示す。析出物数の測定は、２００倍の光学顕微鏡観察により、各サンプル２０視野写真を撮影（図１参照）し、目視で観察可能な析出物をカウントし、単位面積あたりの析出物数を算出した。図３はＴｉＮの析出物密度と１μｍ以上のＴｉＮの平均粒径（μｍ）の関係がスピニング加工性に及ぼす影響を示す図である。スピニング加工性において割れを生じないＴｉＮの析出物密度の上限は８．０×１０^５個／ｍｍ^２であることが判る。

以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。

Ｎｂ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｚｒ：０．４％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒはいずれも炭化物形成により鋼中の固溶炭素の無害化を目的として添加される。これら元素の添加により耐食性や深絞り性(ｒ値)を向上させる効果を有しており、単独、もしくは複合して添加する。また、これらの添加で形成された各種炭化物は、熱延板の粒径を微細化してｒ値の向上に寄与するとともに、仕上焼鈍における結晶粒成長を抑制し、微細組織とすることにより耐二次加工脆性を向上させる。

しかしそれぞれ、Ｎｂ：０．４％、Ｖ：０．４％、Ｚｒ：０．４％を超えて添加すると、固溶Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ量が鋼中に多くなり鋼の加工性を損なう。そこでそれぞれの元素添加の上限をＮｂ：０．４％、Ｖ：０．４％、Ｚｒ：０．４％とした。
Ｔｉとの複合添加を考えた場合、好ましくはＮｂ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下である。

Ｍｏ：３．０％以下
Ｍｏも、Ｃｕ同様、耐食性の改善に有効な元素である。しかしながら、３．０％を超えて添加すると、スピニング加工性が低下するだけでなく、オーステナイト相の安定性が低下し、特に溶接熱影響部の靱性が低下する。このため、Ｍｏは３．０％以下で含有させるものとした。なお、スピニング加工性と耐食性の両立という観点からはＭｏ含有量は０．１〜１．０％の範囲が好適である。

Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．０５％以上０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下
Ｃｕ、Ｃｏ、Ｎｉは、耐食性、特に耐硫酸溶液中における耐食性を向上させる元素でる。しかしながら、Ｃｕ：１．０％、Ｃｏ：０．２％、Ｎｉ：２．０％を超えて添加すると、熱間圧延等における熱間割れのおそれが生じる。またその効果は、Ｃｕ：０．０５％、Ｃｏ：０．０５％、Ｎｉ：０．０５％以上添加しないと明瞭に現れないので、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．０５％以上０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下を好適範囲とした。

なお、より好ましくは効果が顕著となる０．１％を下限とし、０．２％以下で含有させることが望ましい。一方、これら元素は好適範囲を超えて添加すると、鋼が硬質化し、また、応力腐食割れ感受性が増大する。

Ｃａ：０．０００７％以上０．００３０％以下
Ｃａは、微量の添加により、Ｔｉ添加鋼の連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物によるイマージョンノズルの閉塞を有効に防止する効果を有する。しかし、０．０００７％以上でないとその効果は少なく、また０．００３０％を超えると耐食性を著しく低下させる。好ましくは、０．００１０〜０．００１５％の範囲である。

Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下
Ｂは、焼入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靱性改善に効果がある。しかしながら、含有量が０．０００５％未満ではその効果に乏しく、一方０．０１％を超える添加では、硬化が大きくなり、母材、溶接熱影響部とも、じん性および加工性が損なわれる。このため、Ｂは０．０００５％以上０．０１％以下の範囲で含有させるものとした。なお、より好ましくは０．００１０％以上０．００５０％以下の範囲である。

以上の各成分のほかは、Feおよび不可避的不純物である。ただし、Ｓｎ：０．３％以下、Ｍｇ：０．００５％以下を必要に応じて含有していても、本発明の各特性に格別の影響を及ぼさない。

フェライト結晶粒度番号：６．０以上
冷延鋼板の結晶粒径の大きさと表面粗さは、耐二次加工脆性や加工後の肌荒れに大きな影響を及ぼす。すなわち、冷延鋼板の結晶粒径は機械的特性を確保した範囲で小さく、表面粗さが小さいほど好ましい。冷延鋼板の結晶粒径は、仕上げ焼鈍し、酸洗した後、あるいはさらに、スキンパス圧延した後の平均結晶粒径が大きくなると、深絞り加工後の製品表面の凹凸が顕著となり、耐二次加工脆性が低下する。

また、加工後の製品表面に生じたオレンジピールと呼ばれる肌荒れは外観の悪化を招く。この傾向は、粒度番号が６．０未満では著しくスピニング加工性が低下するため、フェライト結晶粒度番号は６．０以上とする。望ましくは、フェライト結晶粒度番号は７．０以上が好ましい。

また、平均結晶粒径は、小さいほど耐二次加工性、その他の特性は向上するが、微細粒を得るためには、製造上の負荷、特に熱延工程での負荷が大きくなるので、平均結晶粒度番号は７．０以上とすることが好ましい。

フェライト結晶粒度番号はＪＩＳＧ０５５２に定める切断法で測定し、圧延方向（Ｌ方向）に平行な板厚断面における×１００倍の観察面について５視野観察しその平均値として求める。

次に、本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した好適成分組成の溶鋼を、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。この鋼素材を、熱間圧延工程、熱延板焼鈍工程（例えば箱焼鈍）、酸洗工程で順次処理して熱延板とし、これをさらに冷延工程、仕上げ焼鈍工程（例えば連続焼鈍）で順次処理して冷延焼鈍板とする。

なお、製鋼工程では、鋼組成の調整に加え、ＴｉＮ平均粒径の制御も行なう。ＴｉＮ平均粒径を制御するには、連続鋳造における溶鋼過熱度（鋳造温度−鋼の凝固開始温度）を１５〜６０℃とし、ＴｉＮが析出・粗大化する温度域である１５００〜１３００℃間の連続鋳造片の平均冷却速度を５℃／秒以上とすることが肝要である。好ましくは７℃／秒以上である。

この冷延焼鈍鋼板を、公知の方法によりダイス加工で、円管状（パイプ状）に加工したのち、鋼板の端部同士を突合わせ溶接して溶接管とする。本発明では鋼板端部同士の突合わせ部の溶接方法は、所定断面形状の溶接金属部が形成できればよく、特に限定する必要はないが、ＴＩＧ溶接、プラズマアーク溶接などのアーク溶接法、レーザ溶接法などが好適である。なお、溶接材料は必ずしも必要としない。

また、溶接金属部を所定の断面形状とするために、溶接入熱の調整を行う。アーク溶接の場合、溶接入熱Ｑは、次式で与えられる。
Ｑ＝ＶＩ／ｖ
ここで、Ｑ：溶接入熱（Ｊ／ｍｍ）、Ｖ：アーク電圧（Ｖ）、Ｉ：溶接電流（Ａ）、ｖ：溶接速度（ｍｍ／ｓ）
溶接入熱を大きくすることにより、溶込み深さが増加し、管内面側幅も増加する。アーク電圧Ｖを大きくするか、あるいは溶接電流Ｉを大きくするか、溶接速度ｖを小さくすると、溶接入熱は大きくなる。

表１〜表２に示す成分組成を有する種々のフェライト系ステンレス鋼を溶製した。得られたスラブを１１５０℃×１時間の条件で加熱後、仕上げ温度：７５０〜９５０℃、巻取り温度：６５０〜８５０℃の条件で熱間圧延を行い５．０ｍｍ厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板の一部に対しては８００〜１０００℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗してから、冷間圧延により板厚：１．０ｍｍとし、８５０〜１０５０℃の再結晶焼鈍を行って、溶接管用冷延鋼板とした。

上記のようにして得られた各鋼板から、試験片を採取し、スピニング加工性を次の試験方法に基づいて評価した。なお、ＴｉＮの平均粒径、アスペクト比、析出物密度の評価方法は「実施の形態」に上述した方法に従って行った。

圧延方向（Ｌ方向）に平行な板厚断面におけるフェライト結晶粒の粒度番号はＪＩＳＧ０５５２（切断法）に準拠して求めた。

冷延焼鈍板から採取した試験片の板面に垂直でかつ圧延方向に平行な断面を１０％ＡＡ液で電解した後、抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ）により、０．５万倍で観察し、５０個のＴｉＮについて平均粒径を測定した。平均粒径の定義は前述のとおりである。

ＴｉＮ平均粒径が表面性状に及ぼす影響を評価するために、冷延焼鈍板から採取した３００ｍｍ×２００ｍｍのサンプルを同一条件でバフ研磨し、その表面を詳細に目視観察し、微細な欠陥（疵）の数を数えた。バフ研磨は各サンプル５枚ずつ行い、数えた疵の数は単位面積あたりの数に換算した。これらの調査の結果を表３〜４に示す。

鋭敏化の評価はＪＩＳＧ０５７１のシュウ酸電解エッチング試験に準拠した。すなわち圧延方向断面を樹脂に埋め込み室温で１Ａ／ｃｍ^２、９０ｓエッチングを行い、組織を光学顕微鏡観察し、鋭敏化を判定した。

次に、スピニング加工性の評価方法について説明する。

冷延鋼板を、高周波溶接により、１．０ｍｍｔ×１２０ｍｍφ×５００ｍｍＬの電縫管とした。なお、溶接は、シールドガス（アルゴン）雰囲気中で行い、外周面側に２０リットル／ｍｉｎ、内周面側に１０Ｌ／ｍｉｎのシールドガスを流しながら、溶接速度２００ｍｍ／ｍｉｎ、アーク電圧11Ｖ、溶接電流５０〜１００Ａの各条件で行った。

これらの電縫管に対し、図７または図８に示すスピニング加工装置を用いて、回転速度：５００ｒｐｍまたは１０００ｒｐｍ、絞り込み量：２ｍｍ／回、成形ロールの相対平行移動速度：８０００ｍｍ/ｍｉｎの条件で、図４に示すような、絞り部（図４のｒ₃部）径が６０ｍｍφ、長さが５０ｍｍ、テーパ部（図４のｒ₂ 部）の長さが６０ｍｍとなるようなスピニング加工を施した。なお、締り込量みは、成形ロールが素管に対して相対的に往復運動するとき、この１往復当たりの成形ロール押し当て量の増大分を表す。

図７に示すスピニング加工装置は、素管１を固定把持すると共にその軸Ｃ−Ｃ方向に移動させる平行移動手段と、素管１に所定の形状を付与すべく成形ローラ４、４′、４″を備えた回転台５をその軸Ｃ−Ｃ周りに回転させることによって成形ローラ群を公転させ、かつ成形ローラ４、４′、４″を軸Ｃ−Ｃに直交するＤ方向に移動させる成形ローラ回転移動手段とを備えている。

平行移動手段は、素管１を支持するための基台６と、素管１を把持するためのチャック等の把持機構７などからなり、かつ図示しない駆動手段によって移動テーブル８に沿って軸Ｃ−Ｃ方向に平行移動することができる。成形ローラ回転移動手段は、３本の成形ローラ４、４′、４″を取り付けた回転台５と、これを一式軸Ｃ−Ｃ周りに回転させるべく、モータケース９内に納められたモータと、さらに回転台５内に埋め込まれ、成形ローラ４、４′、４″をそれぞれ軸Ｃ−Ｃに直交するＤ方向に数値制御によって移動させる機構を備えている。このタイプの場合、回転速度は、成形ロールの公転速度を表す。

一方、図８に示すスピニング加工装置は、素管１を把持してその軸Ｃ-Ｃ回りに回転させる回転駆動手段と、素管１に所定の形状を付与すべく成形ローラ４を移動させる成形ローラ移動手段を備えている。

回転駆動手段は、スピンドル２に設けられた素管を把持するためのチャック等の把持機構３と、スピンドル２を回転駆動するためのモータ（図示省略）とを備えてなるもので、素管１を把持してその軸Ｃ−Ｃ回りに回転させる。

成形ローラ４の移動手段は、数値制御可能なサーボ機構（図示省略）からなるもので、素管１を所望の形状に成形すべく、設定入力されたデータに基づいて成形ローラ４と素管１とを相対的に軸Ｃ−Ｃ方向および径Ｄ方向に移動させるように構成されている。成形ローラ４が図中の矢印Ａのように移動して、素管１に押し当てられることによって、素管１は円錐部をもつ形状にスピニング絞り加工される。

ここに、スピニング加工性は、上述した加工を２００本の電縫管に対して施し、加工割れ発生数が、０本を◎、１〜２本を○、３〜９本を△、１０本以上を×として評価した。

表３〜４にスピニング加工試験結果、表面疵、鋭敏化処理結果を示す。

比較例について見ると、Ｎｏ．５、１１、１３、１５、２４、２５、３３は、粗大ＴｉＮの析出と析出密度も大きくスピニング加工性が不良であった。
Ｎｏ．１８、１９、２０、２８、２９は、アスペクト比が小さい、即ち長方形形状のＴｉＮが析出しスピニング加工時に管端部の割れが目立った。
Ｎｏ．４、９、１０は、ＴｉＮの析出は適切であったが、冷延鋼板のフェライト結晶粒度が粗大化したため、スピニング加工性が不良であった。
Ｎｏ．１、１６は、スピニング加工性は良好であったが、鋭敏化処理で耐食性不良が発生した。

発明例であるＮｏ．２、３、６、７、８、１２、１４、１７、２１、２２、２３、２６、２７、３０、３１、３２は、成分組成が本発明の範囲に属しているので、スピニング加工性は良好であり、表面疵の発生も無く、鋭敏化処理を行っても耐食性不良は発生しなかった。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板はスピニング加工性に優れるので触媒コンバーター以外の極限に近い難成形加工材に対しても適用可能である。

ＴｉＮ個数観察時の光学顕微鏡写真の一例である。ＴｉＮの軸比ａ／ｂを示す図である。ＴｉＮの析出物密度と１μｍ以上のＴｉＮの平均径（μｍ）の関係がスピニング加工性に及ぼす影響を示す図である。触媒コンバーターのハウジング形状例を模式的に示す図である。スピニング加工時に発生する管端の割れの一例を模式的に示す図である。スピニング加工時に発生する管端の溶接部の破断の一例を模式的に示す図である。スピニング加工装置の一例を模式的に示す図である。スピニング加工装置の一例を模式的に示す図である。

符号の説明

１素管
２スピンドル
３把持機構
４成形ローラ群
４、４′、４″ 成形ローラ
５回転台
６基台
７把持機構
８移動テーブル
９モータケース

Claims

質量％でＣ≦０．０２％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦１．５％、Ｃｒ：１１％以上２３％以下、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ≦１．０％、Ｎ≦０．０１５％、Ｔｉ≦０．３０％を、下記式（１）および式（２）の関係を満足する範囲において含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ＴｉＮの平均粒径が１．０μｍ超え５．０μｍ以下、前記ＴｉＮのアスペクト比が０．７以上、前記ＴｉＮの析出物密度が１．０×１０^２個／ｍｍ^２以上８．０×１０^５個／ｍｍ^２以下、フェライト結晶粒度６．０以上としたことを特徴とするスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。なお、前記ＴｉＮの平均粒径は、個々のＴｉＮについて、直方体各面のうちの観察面とほぼ平行となる面をなす長方形の長辺方向の切断線分を長軸とし、この長軸と直交する方向（短辺方向）の切断線分を短軸として、（長軸長さ＋短軸長さ）／２を求め、これを全ＴｉＮ観察個数について平均したものをいう（ただし、粒径が１．０μｍ以下のものは評価に用いない）。
Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＞１１・・・（１）
０．００１０＜（Ｔｉ×Ｎ）＜０．００２７・・・（２）
なお、上記式（１）、（２）においてＣ、Ｔｉ、Ｎはそれぞれ、各元素の質量％を示す。
更に、質量％でＮｂ≦０．４％、Ｖ≦０．４％、Ｚｒ≦０．４％の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
更に、質量％で、Ｍｏ≦３．０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｏ：０．０５％以上０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
更に、質量％で、Ｃａ：０．０００７％以上０．００３０％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載のスピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
更に、質量％で、Ｂ：０．０００５％以上０．０１％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載のスピニング加工性に優れたヘライト系ステンレス鋼板。