JP5707671B2

JP5707671B2 - 加工性と製造性に優れたＮｂ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: JP5707671B2
Application number: JP2009083860A
Authority: JP
Inventors: 矢沢　好弘; 好弘矢沢; 加藤　康; 康加藤; 宇城　工; 工宇城
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-03-31
Filing date: 2009-03-31
Publication date: 2015-04-30
Anticipated expiration: 2029-03-31
Also published as: JP2010235995A

Description

本発明は、自動車の排気ガス系部材や家電等に用いられる、フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関し、特にスピニング加工等が施される製品に用いて好適な加工性に優れ、且つ製造条件の冗長性にすぐれた製造性に優れるものに関する。

自動車排気系部材、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には、加工性と耐食性に優れたＳＵS 430J1Lや、ＳＵＳ429 、ＳＵＳ 444などのNb添加フェライト系ステンレス鋼が多用されている。

近年、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ことが多く、その成形精度も厳格化されていることから、素材自体に求められる要求特性も厳しくなり、素材や加工方法等に関して種々の技術が開発されている。

特許文献１は、スピニング加工によるテーパー鋼管の製造方法に関し、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提案されている。

特許文献２は、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に関し、溶接金属部のミクロ組織を規定、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を有するものが開示されている。

特許文献３は、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及びスピニング加工方法に関し、鋼組成において、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し、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を開示している。

特許文献４は、スピニング加工性に優れた排気系膨張部材用のフェライト系ステンレス鋼管に関し、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を抑制してスピニング加工性を向上させることが記載されている。

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

しかしながら、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（図１６（ｂ））や母材平板部における圧延直角方向の割れ（図１６（ａ））の場合、本発明者等の検討によれば、特許文献１〜４記載の技術によっても、十分にその発生を抑制できない場合があり、また成型限界に近いプレスや曲げなどの難加工成型における割れにおいてもその発生が鋼組成に依存する可能性があることが知見された。

そこで、本発明は、スピニング加工等の難加工成型が施される製品に用いて好適な加工性に優れ、且つ燒鈍温度の低温化や普通鋼ライン通板など製造性に優れる、加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、スピニング加工の際の材料端部における破断の確率が、同一規格鋼種を素材として用いた場合であっても、コイル毎に異なることから、鋼中の成分および鋼中の不純物成分、析出物形態がスピニング加工性に影響を及ぼしていると考え、スピニング加工時亀裂の発生と伝播を助長すると考えられるＮｂ系炭窒化物およびその集合体及びＴｉＮおよびその集合析出物の鋼中における形態と割れの関係を調査し、以下の知見を得た。
１．Nb添加フェライト系ステンレス鋼中において板状または棒状のNb炭窒化物が集合体を形成し、クラスター化（図１、２，３，４、但し、図１，２において（ａ）はＳＥＭ観察像、（ｂ）はＥＤＡＸによる元素分析結果）した場合、特にそのアスペクト比が5を超え、サイズが1μｍを超えるような場合、さらにＴｉＮ（図５，６、７、但し図５，６はＳＥＭ観察像、図７は光学顕微鏡観察像）が粗大かつ析出量が多い場合、スピニング加工時割れが顕著に発生するとともに機械的特性の異方性が増大する。
２． Nb鋼に微量なTi を５≦(Nb/Ti)≦25の範囲で添加することでNb系炭窒化物のクラスター化が抑制され加工性改善、再晶温度が低下による製造性向上効果が得られる。
３．ＴｉＮを主体とする複合析出物とは、ＴｉＮのまわりにＮｂＮ、ＮｂＣ、ＴｉＣ等を複合析出したもので、そのサイズと析出量を規定することによって、以下の効果が得られ、スピニング加工における破断の確率が飛躍的に低減される。
（ａ）Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）のクラスター化を抑制する。
（ｂ）ＴｉＮを核として主として炭化物を粗大に複合析出することで母相の高純度化、微細な析出物の生成を抑制する。
（ｃ）微細な析出をしやすいＮｂＮの析出もＴｉＮとの複合析出物の生成により抑制されるため鋼が軟質となる。
（ｄ）母相が高純度化し、析出物が粗大に持ちきたされるため再結晶温度が低温化し、焼鈍温度の低温化、普通鋼用の連続燒鈍ライン（ＣＡＬ：ＣｏｎｔｉｎｉｏｕｓＡｎｎｅａｌｉｎｇＬｉｎｅ）通板など製造性の向上も期待できる。

本発明は、上記知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：１１〜２３％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％以下、更に１１＜（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）、５≦（Ｎｂ／Ｔｉ）≦２５を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物で、フェライト地組織中にＴｉ化合物を主体とする析出物を有し、該析出物はその径が１μm以上の、アスペクト比（長辺／短辺）が５以下でありかつ、存在密度が１．０ｘ１０^２個／ｍｍ^２〜８．０ｘ１０^５個／ｍｍ^２であることを特徴とする加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
２．鋼組成が、更に、Ｃ／Ｎ＞０．５を満足することを特徴とする１記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
３．鋼組成に、更に、質量％で、Ｖ：０．４％以下、Ｚｒ：０．４％以下の１種または２種を含有することを特徴とする１または２に記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
４．鋼組成に、更に、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
５．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする１乃至４の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
６．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００７〜０．００３０％を含有することを特徴とする１乃至５の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
７．鋼組成に、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有することを特徴とする１乃至６の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
８．１乃至７の何れか一つに記載の鋼組成を有するスラブを、１０００〜１２００℃×１時間の条件で加熱後、仕上げ温度：７５０〜９５０℃、巻取り温度：６５０〜８５０℃で熱間圧延し、８００〜１１００℃の熱延板焼鈍後、酸洗し、その後、冷間圧延により所望の板厚とした後、８５０〜１１５０℃の再結晶焼鈍を施すことを特徴とする、加工性と製造性に優れたＮｂ添加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、スピニング加工時に割れの起点（亀裂の発生と伝播を助長）となるクラスター化したＮｂ（Ｃ，Ｎ）や粗大なＣｕｂｉｃ形状のＴｉＮを主体とした析出物の形態と量を所定範囲内に制御することで、スピニング加工等の難成形時の加工性を高め、スピニング加工技術やプレス成形の適用範囲（設計の自由度）を拡大することが可能となり、また、再結晶温度が低温化し、焼鈍温度の低温化、普通鋼ライン通板など製造性が向上し、産業上極めて有用である。

Ｎｂ系炭窒化物の形態の一例を示し、（ａ）はＳＥＭ撮影像、（ｂ）はＥＤＡＸ元素分析結果を示す（圧延方向断面観察）。Ｎｂ系炭窒化物の形態の他の例を示し、（ａ）はＳＥＭ撮影像、（ｂ）はＥＤＡＸ元素分析結果を示す（圧延垂直方向断面観察）。Ｎｂ系炭窒化物の形態の他の例を示すＳＥＭ撮影像。Ｎｂ系炭窒化物の形態の他の例を示すＳＥＭ撮影像。ＴｉＮ（ＳＥＭ像）ＴｉＮ（ＳＥＭ像）ＴｉＮ（光学顕微鏡像）析出物の測定例ＴｉＮのＳＥＭ画像で（ａ）はｓｐｅｅｄ法で析出物を現出させ観察した結果を示し、（ｂ）は圧延方向断面を王水でエッチングし観察した結果を示す。ＴｉＮのＳＥＭ画像（圧延方向断面を王水でエッチングし観察）図１０に示したＴｉＮのＥＰＭＡによる元素マッピング像で（ａ）はＮｂ、（ｂ）はＴｉ，（ｃ）はＣ，（ｄ）はＦｅの場合図１０に示したＴｉＮの模式図。ＴｉＮの周囲（エッジ部分）にＮｂＣ、ＴｉＣが複合析出していることを示す。応力が集中しやすいエッジ部に炭化物が析出することでエッジ部への応力集中を緩和することができると考えられる。実施例に使用したスピニング加工装置の構成を模式的に示す説明図である。実施例に使用したスピニング加工装置の構成を模式的に示す説明図である。触媒コンバーターのハウジング形状（例）を模式的に示す説明図である。スピニング加工時に発生する割れを模式的に示す図で（ａ）は管端の母材部の割れ、（ｂ）は溶接部の破断を模式的に示す説明図である。アスペクト比を説明する図。

本発明は、Ｎｂ添加鋼に、Ｔｉを微量複合添加することで、ＴｉＮを主体とする複合析出物のサイズと密度を抑制し、ＴｉＮ起因の加工性、靱性を改善することを特徴とする。

［成分組成］説明において％は、質量％を意味するものとする。
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を固定するためのＴｉ、Ｎｂ量が多くなりｒ値、伸び等加工性が低下するため、０．０２％以下とする。なお、０．００１０％以下とすることがより望ましい。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、本発明における重要な元素の一つで、固溶強化で鋼を強化し、スピニング加工性および靱性を低下させる。また、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の析出を促進するため、１．０％以下、好ましくは０．３０％以下とする。

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１．５％を超えるとその効果が飽和し、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％以下とする。好ましくは0.50％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、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、低い方が望ましく０．０６％以下とする。しかし、過度に低減すると製鋼コストの上昇を招くので、好ましくは０．０１％〜０．０３％に制限する。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させ、また、耐食性を劣化させるので、製鋼工程でできるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｐと同様、過度に低減することは製鋼コストの上昇を招くため、特性との兼ね合いも考慮し、０．０３％以下、好ましくはＭｎやＴｉで固定できる０．０１％以下とする。

Ｃｒ：１１〜２３％
Ｃｒは、自動車用排気管として必要な耐熱性、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、１１〜２３％とする。

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ＡｌＮやＡｌ_２Ｏ_３他の介在物を生成し、表面外観および耐食性を劣化させるため、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、Ａｌは鋼中Ｎと結びついてＡｌＮを形成するため本発明で最も重要な複合析出の核となる微細なＴｉＮ形成を阻害する。特に、そのような作用の防止を期待する場合、０．００１〜０．２％とする。

Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、本発明で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温度域でＮａＣｌ（Ｂ１）型結晶構造を有するＴｉＮを形成する。ＴｉＮはその後の製造過程でＮｂ系の炭窒化物、Ｔｉ炭化物の生成核として作用し、これらと複合析出物を形成して、鋼のマトリックスの高純度化、析出物の粗大化による析出強化能低減、再結晶温度の低温化が図られる。

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ＴｉＮが晶出することで粗大化しやすくなる。また、Ｎ含有量が多くなるとＴｉＮ析出量も増加するため、加工性の低下、ＴｉＮに起因した表面傷発生が顕著になるため、０．０１５％以下とする。

Ｎｂ：０．７０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂ、Ｔｉは、本発明で最も重要な元素である。Ｎｂは鋼中の炭素、窒素と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、鋭敏化を抑制するとともに延性、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、その効果は上述したＣ、Ｎ含有範囲において０．７０％を超えると飽和する。また、余剰のＮｂはクラスター状のＮｂ系析出物を形成しやすく、Ｎｂが固溶状態で存在した場合、鋼の加工性や製造性を低下させるため、０．７０％以下とする。

また、ＮｂはＴｉ含有量との兼ね合いから析出物の形態と密度、すなわち、０．３〜２．０μｍ程度のＴｉＮを起点としたＴｉ／Ｎｂ複合析出物の析出量、サイズや析出形態に影響を及ぼす。

すなわち、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ると考えられるため、本発明では、上記Ｎｂ含有量に対して、鋼の加工性、製造製確保の観点からＴｉ含有量を０．００５〜０．１０％とする。

Ｔｉ含有量が０．１０％を超えると、比較的粗大なＴｉＮが形成されやすくなり加工性及び靭性を低下させる。また、０．００５％未満だとＴｉＮ複合析出による鋼の特性改善効果が認められない。

Ｎｂ，Ｔｉを複合添加した場合、Ｔｉ，Ｎｂ単独添加に比べて以下の利点がある。
１．図９、１０はＴｉＮを核とした複合析出物のＳＥＭ画像、図１１は図１０に示したＴｉＮのＥＰＭＡによる元素マッピング像で（ａ）はＮｂ、（ｂ）はＴｉ，（ｃ）はＣ，（ｄ）はＦｅの場合、図１２は図１０に示したＴｉＮの模式図を示している。ＴｉＮの周囲（エッジ部分）にＮｂＣ、ＴｉＣが複合析出しており、エッジ部への応力集中を緩和する。
尚、図９に示したＳＥＭ画像は微量電流計付き定電位電解装置を用い、１０％ＡＡ液中でｓｐｅｅｄ法（ＳｅｌｅｃｔｉｖｅＰｏｔｅｎｔｉｏ−ｓｔａｔｉｃＥｔｃｈｉｎｇｂｙＥｌｅｃｔｒｏｌｙｔｉｃＤｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎの略）により析出物を現出させて観察した画像である。
２．Ｔｉ単独鋼に比べＴｉＮサイズが小さく、ストリンガー（粗大ＴｉＮに起因したすり傷）や亀裂の発生・伝播の起点になると考えられる粗大（５μｍ以上）析出物を抑制できる。
３．また、Ｎｂ−Ｔｉ複合添加ではＮｂ単独添加鋼に比べ、１〜３μｍ程度のＴｉＮ周囲にＮｂおよびＴｉ系炭化物が複合析出しているので、微細かつ板状のＮｂＮ析出を抑制することができる。その結果、マトリックス中の微細析出物が低減しているので析出強化能の低減により軟質化が期待される。
４．また、析出物を比較的等方的な形状で粗大に制御できるので、再結晶温度の低減も期待できる。

Ｃ／Ｎ＞０．５
本パラメータ式は、ＣとＮの添加量の比を規定して、炭窒化物の量や集合組織の形成を制御する一つの要因とする。窒素は本願でＮｂ系析出物を微細均一分散するために必要なＴｉＮ生成に有効に作用するために適量必要となる。一方、Ｃは鋼中で固溶Ｃとして存在すると集合組織形成に悪影響を及ぼしｒ値を低下させる。また、鋼の再結晶遅延にも影響が大きいので低い方が好ましい。前述したとおり、Ｃ／Ｎ比は低い方が好ましいが、実製造上の制約なども考慮してＣ／Ｎ＞０．５とした。好ましくはＣ／Ｎ＞０．３が好適である。

１１＜（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）
本パラメータ式は、Ｔｉ，Ｎｂ系炭窒化物形成によるＣ，Ｎの固定、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もので、１１＜（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）とする。

５≦（Ｎｂ／Ｔｉ）≦２５
本パラメータ式は、Ｔｉ，Ｎｂ複合添加鋼においてＴｉＮを微細に析出させるために規定する。Ｎｂ／Ｔｉが５未満では、複合析出物の核となるＴｉＮが粗大になりスピニング加工性の低下をまねく。２５を超えると複合添加の材質改善効果が十分得られないため、５≦（Ｎｂ／Ｔｉ）≦２５とする。

以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃａ，Ｂの一種または二種以上を添加する。

Ｖ：０．４％以下、Ｚｒ：０．４％以下
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、仕上げ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。

Ｖ：０．４％、Ｚｒ：０．４％を超えて添加すると固溶Ｖ，Ｚｒ量が鋼中に多くなり鋼の加工性を損なうため、上限をＶ：０．４％、Ｚｒ：０．４％とした。Ｔｉとの複合添加を考えた場合、その効果を阻害しないために、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下とすることが好ましい。

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ため、３．０％以下とする。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０．１〜１．０％の範囲が好適である。

Ｃｕ：０．０５〜２．０％以下、Ｃｏ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％
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。しかしながら、Ｃｕ：２．０％、Ｃｏ：０．２％、Ｎｉ：２．０％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。

また上述した効果は、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：０．０５〜２．０％以下、Ｃｏ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０％とする。

Ｃａ：０．０００７〜０．００３０％
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防止する効果を有する。０．０００７％を超えないとその効果は少なく、一方、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％である。

Ｂ：０．０００５〜０．０１０％
Ｂは、焼入れ性の向上を通じて特に溶接熱影響部の靭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ため、０．０００５〜０．０１０％とする。

本発明ではＳｎ：０．３％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の一種または二種を含有していても、本発明の各特性に格別の影響を及ぼさないため、これらの元素を添加しても良い。上述した成分の他は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

［ミクロ組織］
１．析出物
本発明では、スピニング加工や難成形時に亀裂の発生と伝播の起点となるＴｉ化合物を主体とする析出物の大きさ及び密度を制限する。具体的にはＴｉＮを主体とする（ＴｉＮおよびＴｉＣなどの複合炭化物が主）介在物、さらにＮｂ系析出物に起因した繊維状の集合体およびＮｂ系を主体とした複合析出物を平均径が５．０μｍ以下で、析出物の存在密度：１．０ｘ１０^２個／ｍｍ^２〜８．０ｘ１０^５個／ｍｍ^２の、１μｍ径以上の炭窒化物およびその集合体と規定する。ここで径とは（長径＋短径）／２とする。

ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物の存在密度が高いとクラスター（凝集化）した場合、微細なＴｉおよびＮｂ系炭窒化物でも割れの起点となりやすい。また亀裂の伝播サイトが多く、割れが助長されるため、複合析出物の核となるＴｉおよびＮｂ系炭窒化物の密度を８．０ｘ１０^５個／ｍｍ^２以下とする。

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含有量を確保するため、ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物の下限密度を１．０ｘ１０^２個／ｍｍ^２とする。表面傷の観点からは、ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物の析出物密度は好ましくは５．０ｘ１０^４個／ｍｍ^２以下となる。

粗大なＣｕｂｉｃ形状のＴｉＮや板状または棒状のＮｂ（Ｃ，Ｎ）集合体形成により、成形加工性が低下しやすくなる原因、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。

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を超えるものも見られる。さらに、粗大であるとともに立方晶（Ｃｕｂｉｃ）形状（図６）であるため、端面に応力が集中しやすい。

すなわち粗大な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りやすいため、母材せん断端の変形能に影響を及ぼし、破断面の割合を増加させる。

また、Ｎｂ系炭窒化物は鋼中では母相と整合析出した場合、板状に析出しやすい。また、板状に析出した場合単体としてはＴｉＮに比べ微細であるが、複数の板状析出物がかたまって生成しやすく、圧延方向に数μ〜１０μｍに近い集合体を形成することがある。その場合、これらクラスター化したＮｂ系析出物端部が変形時ボイドの起点となり割れの発生を助長する。すなわち、Ｎｂ系析出物は単体では小さくとも圧延長手方向にクラスター化した場合加工性を低下させるため有害である。

また、これら析出物が存在した場合、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。
１μｍ以上のＴｉおよびＮｂ系炭窒化物のアスペクト比：５以下
ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物が圧延方向に伸張し集合体を形成した場合、異方性が大きくなり、成形加工を行った場合の加工時割れの原因となる。特にＴｉおよびＮｂ系炭窒化物のうち、Ｎｂ系析出物の形状の影響が顕著になるのはアスペクト比が５を超える場合なので５以下とした。ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物のアスペクト比（図１７に示す長辺ｂと短辺ａの比＝ｂ／ａ）が小さい場合はクラスター化しにくい傾向にあるので、２以下が好ましい。

ＴｉおよびＮｂ系炭窒化物の析出物存在密度は例えば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、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ）で０．２万〜６万倍の倍率で、視野にある各種析出物を大きい順に５０個（あるいはこれ以上）観察する。図８に測定例を示す。

なお、析出物は、個々にＥＤＡＸを用いて元素分析を行い、組成を調べることにより、同定できる。ＴｉＮの形状はほぼ立方体または直方体、Ｎｂ系の炭窒化物は直方体（板状）であることが多い。個々の析出物もしくはクラスター化した析出物について、観察面とほぼ平行となる面をなす長辺方向の切断線分長さを長軸とし、この長軸と直交する方向（短辺方向）の最大切断線分長さを短軸として、（長辺＋短辺）／２を求め、これを全析出物観察個数について平均したものを析出物平均径とした。

２．母相フェライト組織
本発明鋼において、好ましい母相フェライト組織は、平均結晶粒径を、機械的特性を確保した範囲で小さくし、表面粗さを小さくするもので、平均結晶粒径：５０μｍ以下のフェライト単相組織とすることが好ましい。

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し、粒度番号が６．０超えると著しくスピニング加工性が低下するため、粒度番号６．０未満とすることが好ましく、より好ましくは、７．０以下とする。

なお、製造上の負荷、特に熱延工程での負荷が大きくなるので、平均結晶粒径は８μｍ以上とするのが好ましい。尚、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視野観察してその平均値として求める。

本発明に係るフェライト系ステンレス冷延鋼板は、製鋼工程で本発明の組成要件を満たすように溶製・鋳造した鋼素材を、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なし、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なすという方法で製造するのが好適である。

具体的には、上記鋼組成を有するスラブを、１０００〜１２００℃×１時間の条件で加熱後、仕上げ温度：７５０〜９５０℃、巻取り温度：６５０〜８５０℃で熱間圧延し、８００〜１１００℃の熱延板焼鈍後、酸洗し、その後、冷間圧延により所望の板厚とした後、８５０〜１１５０℃の再結晶焼鈍を施すことが望ましい。

なお、製鋼工程では、鋼組成の調整に加え、ＴｉＮ平均径の制御も行なう。ＴｉＮ平均径を制御するには、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。

なお、以上説明した本発明鋼板を用いて、溶接によりパイプに組み立てる場合には、ＴＩＧ、ＭＩＧ、ＥＲＷ等のアーク溶接や、電縫溶接、レーザー溶接など、通常の溶接方法はすべて適用可能である。以下、実施例に基づいて、本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す成分組成になる鋼を、小鋼スラブを、１０００〜１２００℃×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施して５．０ｍｍ厚の熱延板とした。尚、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℃間の平均冷却速度を５℃／秒以上とした。

得られた熱延板の一部に対しては８００〜１１００℃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、８５０〜１１５０℃の再結晶焼鈍を施し、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について種々の試験を実施した。

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をＪＩＳＧ０５５２（切断法）に準拠して求めた。

ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用い、Ｌ方向（圧延方向）、Ｃ方向（圧延方向に対して９０°の方向）のＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ（伸び）を測定した。

また、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を用い、１５％の単軸引張予歪を与えて、３点法に従うＬ，Ｄ，Ｃ各方向のｒ値（ｒ_Ｌ，ｒ_Ｄ，ｒ_Ｃ）を求め、平均ｒ値（＝（ｒ_Ｌ＋２ｒ_Ｄ＋ｒ_Ｃ）／４）を計算し、これのｎ数３点の平均値を求めた。

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、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ）により、０．２〜６．０万倍で観察し、５０個以上のＴｉＮについて平均径を測定した。平均径の定義は前述のとおりである。

ＴｉＮ平均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。

熱延板の靱性調査はＪＩＳＺ２２４２に記載形状の４号試験片５ｍｍ^ｔサンプルを用い、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して試験を行った。試験は０℃で各５本試験を行い吸収エネルギーの平均を求めた。試験において吸収エネルギーが２ｋｇｆ／ｃｍ^２以下の場合：評価Ｘ、２〜５ｋｇｆ／ｃｍ^２を：評価△、８ｋｇｆ／ｃｍ^２以上を：評価○とした。

スピニング加工性は以下の要領で評価した。試験体を、上記冷延鋼板を高周波溶接し、１．０ｍｍ^ｔ×１２０ｍｍ^φ×５００ｍｍ^Ｌの電縫管とした。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。

得られた電縫管に対し、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、絞り部径が６０ｍｍ^φ、長さが５０ｍｍ、テーパー部のｒ_２部）の長さが６０ｍｍとなるようなスピニング加工を施した。

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。

スピニング加工性は、各供試鋼毎に２００本の電縫管に対して上記スピニング加工を施し、加工割れ発生数を求めて評価した。

図１３、１４は本実施例に用いたスピニング加工装置の構造を説明する概略構成図で、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構成されている。成形ローラ４は、図中Ａの矢印のように移動させられつつ素管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。

表２に試験結果を示す。本発明例はいずれも、割れが抑制されており優れたスピニング加工性を有する。一方、本発明の範囲を外れる比較例はスピニング加工により端部割れが発生している。尚、表中、スピニング加工性は、各供試鋼毎に２００本の電縫管に対して上記スピニング加工を施し、加工割れ発生数が、０本を◎、１〜２本を○、３〜９本を△、１０本以上を×として記載した。

１素管
２スピンドル
３把持機構
４成形ローラ群
４ａ、４ｂ、４ｃ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
１１ａハウジングの本体部
１１ｂハウジングのコーン部
１１ｃハウジングの接続部

Claims

鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｃｒ：１１〜２３％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．０５０〜０．１０％以下、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、更に１１＜（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）、５≦（Ｎｂ／Ｔｉ）≦２５、Ｃ／Ｎ＞０．５を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物で、フェライト地組織中にＴｉＮを主体とする析出物を有し、該析出物はその径が１μｍ以上の、アスペクト比（長辺／短辺）が４．０以下でありかつ、存在密度が１．０ｘ１０^２個／ｍｍ^２〜８．０ｘ１０^５個／ｍｍ^２であることを特徴とする加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
鋼組成に、更に、質量％で、Ｖ：０．４％以下、Ｚｒ：０．４％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
鋼組成に、更に、質量％で、Ｍｏ：３．０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｏ：０．０５〜０．２％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
鋼組成に、更に、質量％で、Ｃａ：０．０００７〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１乃至４の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。
鋼組成に、更に、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有することを特徴とする請求項１乃至５の何れか一つに記載の加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板。