JP6112273B1 - フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
十分な耐食性を有すると共に、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法を提供すること。質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥC）／２｜・・・（１）ここで、ＥLは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥDは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥCは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
Description
本発明は、十分な耐食性を有し、剛性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
近年、自動車における排気ガスに関する法規制の強化が進んでおり、燃費の向上が急務となっている。そこで、自動車のエンジンから生じた排気ガスを再度エンジンの吸気として用いる排気ガス再循環（Ｅｘｈａｕｓｔ Ｇａｓ Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムの適用が進んでいる。エンジンから生じた排気ガスは、ガス温度を下げるためのＥＧＲクーラーを通過した後に再度エンジンに供給される。排気ガスを循環させるにあたっては、ガスの漏洩を防ぐために各部品間にフランジを設置する必要がある。中でも、自動車走行時に終始振動が加わるＥＧＲクーラーのような部材との接合部に用いるフランジには、振動によるフランジのたわみに起因した部品間の間隙の発生によるガス漏洩を防止するために十分な剛性を発現させる必要がある。このことから、ＥＧＲクーラーのような自動車走行時に終始振動が加わる部材間のフランジには厚肉（例えば、板厚：６ｍｍ以上）のフランジが用いられている。
従来、このような厚肉のフランジには普通鋼が用いられてきた。しかし、ＥＧＲシステムのような排気ガスが通過する部品では、排気ガスによる腐食が懸念される。そのため、普通鋼に比べて耐食性に優れるステンレス鋼の適用が検討されており、厚肉のフランジに適用できる十分な剛性を有した、板厚の大きい（例えば、板厚：６ｍｍ以上の）フェライト系ステンレス熱延鋼板が求められている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：０．０１〜０．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４．０〜１８．０％未満、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．３〜０．６％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、Ｎｂ、ＣおよびＮの含有量がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１６を満たし、０℃におけるシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上であり、板厚が５．０〜９．０ｍｍであるフェライト系ステンレス熱延鋼板が開示されている。
これに対し、近年、ＴｉやＮｂ等のＣ、Ｎ安定化元素の含有量を極力少なくした比較的安価なステンレス鋼（例えばＳＵＳ４３０、１３Ｃｒステンレス鋼など）が強く求められている。
しかしながら、従来のＴｉおよびＮｂを含有しないフェライト系ステンレス熱延鋼板を上記のフランジ等に成形した場合、振動時等にたわみやねじれが発生しやすいという問題がある。
本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性を有すると共に、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、課題を解決するために詳細な検討を行った結果、フランジ等への適用後、振動時にたわみやねじれ等の変形を抑制するためには、鋼板において、以下の式（１）で表される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜を小さくすればよいことを知見した。さらに、この縦弾性率の面内異方性の絶対値を３５ＧＰａ以下にすることで、フランジ等において十分に実用化できることも知見した。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
また、ＥＬ、ＥＤ、ＥＣは、それぞれ、鋼板の圧延方向、圧延４５°方向、圧延方向と垂直方向について、２３℃の温度条件下、ＪＩＳ Ｚ ２２８０−１９９３に記載の横共振法により測定した縦弾性率を用いて得ることができる。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
また、ＥＬ、ＥＤ、ＥＣは、それぞれ、鋼板の圧延方向、圧延４５°方向、圧延方向と垂直方向について、２３℃の温度条件下、ＪＩＳ Ｚ ２２８０−１９９３に記載の横共振法により測定した縦弾性率を用いて得ることができる。
そして、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、特に多パスからなる仕上げ熱間圧延工程の最終３パスにおける圧延温度域および累積圧下率（＝１００−（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を適切に制御することにより、縦弾性率の面内異方性を大幅に低減できることを知見した。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
［２］成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［３］成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して得られるフェライト系ステンレス熱延焼鈍板。
［５］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上げ圧延を行う熱間圧延工程において、仕上げ圧延の最終３パスを温度範囲９００〜１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
［６］上記［５］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法を用い、
前記熱間圧延工程後に、さらに８００〜９００℃で熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
［２］成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［３］成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して得られるフェライト系ステンレス熱延焼鈍板。
［５］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上げ圧延を行う熱間圧延工程において、仕上げ圧延の最終３パスを温度範囲９００〜１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
［６］上記［５］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法を用い、
前記熱間圧延工程後に、さらに８００〜９００℃で熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法。
本発明によれば、十分な耐食性を有し、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板が得られる。
なお、本発明における十分な耐食性とは、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした鋼板にＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験（塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧２ｈｒ）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、４ｈｒ）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、２ｈｒ））を１サイクルとする試験）を８サイクル行った場合の鋼板表面における発錆面積率（＝発錆面積／鋼板全面積×１００［％］）が２５％以下であることを意味する。
本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下である。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
なお、ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
なお、ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
また、ＥＬ、ＥＤ、ＥＣは、それぞれ、鋼板の圧延方向、圧延４５°方向、圧延方向と垂直方向について、２３℃の温度条件下、ＪＩＳ Ｚ ２２８０−１９９３に記載の横共振法により測定した縦弾性率を用いて得ることができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板は、主に自動車のＥＧＲクーラー部品に用いる厚肉のフランジに使用されることを目的としている。本発明者らは、各種フェライト系ステンレス熱延鋼板をＥＧＲクーラー用の厚肉フランジに適用し、その性能を詳細に評価した。その結果、縦弾性率の面内異方性の絶対値が３５ＧＰａを超えるフェライト系ステンレス熱延鋼板を適用した場合、自動車走行時の振動により大きなたわみやねじれが生じやすいことを突き止めた。
そこで、本発明者らは、フェライト系ステンレス熱延鋼板において縦弾性率の面内異方性を低減する方法を、特に多段のスタンドを用いた多パスからなる熱間圧延の各パスにおける圧延温度と圧下率に着目して鋭意検討した。その結果、３パス以上からなる多パスの仕上げ熱間圧延における最終３パスの圧延を、温度範囲９００〜１１００℃、累積圧下率２５％以上（好ましくは３０％以上）で行うことにより縦弾性率の面内異方性が大幅に低減し、所望の剛性も得られることを見出した。
上記手法により、所望の縦弾性率の面内異方性が発現する理由について以下に説明する。
フェライト系ステンレス熱延鋼板の縦弾性率は、鋼板の集合組織に強く依存する。熱延鋼板の集合組織は圧延による加工ひずみの導入と再結晶を繰り返すことにより形成されるため、その集合組織は圧延加工を行う温度とそのひずみ量によって制御できる。
一方、フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延前のスラブの板厚中央部には、展伸フェライト粒が鋳造方向に沿って連なって分布している。このようなステンレス鋼スラブを従来の技術で熱間圧延した場合、板厚中央部は展伸粒が多く粒界面積が少ないために鋼板表層部に比べて再結晶サイトが少なくなる。
さらに、鋼板を圧延した場合、鋼板は主に表層部から変形して伸張する。そのため、圧下率が小さい場合には板厚中央部の変形量が小さくなり、板厚中央部に圧延ひずみがほとんど導入されない。
そして、従来技術による熱間圧延では、鋼板表層部ではひずみの導入と再結晶が繰り返される一方で、板厚中央部では再結晶の進行が大きく遅滞する。それにより、鋳造時に生成した類似の結晶方位を有する展伸フェライト粒が破壊されずに残存しやすくなり、熱間圧延後に縦弾性率の面内異方性は大きくなる。
このような縦弾性率の面内異方性を抑制する最適な方法として、本発明者らは、仕上げ熱間圧延の最終３パスを再結晶が活発に生じる温度域である９００〜１１００℃の範囲で、かつ累積圧下率を２５％以上と従来よりも大きな圧下を加えることを考案した。
具体的には、本発明者らは７パスの仕上げ熱間圧延により製造される熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性に及ぼす各圧延パスの実施温度および圧下率の影響を系統的に調査した。その結果、熱間圧延後の鋼板の縦弾性率の面内異方性は前半４パスの温度および圧下率にはほとんど影響されなかったのに対し、最終３パスの圧延温度および圧下率には強く影響される傾向があることを知見した。そこで、本発明者らは最終３パスの圧延温度、圧下率および最終３パスの累積圧下率の影響をさらに詳細に調査した。その結果、熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性は最終３パス圧延を９００〜１１００℃の範囲で実施した場合に大きく低減される傾向があり、かつその際の熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性の変化量は、各パスの圧下率ではなく、最終３パスの累積圧下率で整理できることを知見した。すなわち、熱延鋼板における縦弾性率の面内異方性は、仕上げ圧延を９００〜１１００℃の温度範囲、かつ累積圧下率で２５％以上で行って完了させることが重要であることを見出した。
本発明者らは、最終３パスより前の圧延パスの圧延温度および圧下率が熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性に与える影響が小さい理由を調査した。その結果、最終３パスよりも前の圧延パスでは圧延開始前の板厚が大きく、圧下率を大きくしたとしても板厚中央部にまで十分に圧延ひずみが導入されないことに加え、圧延温度が高いために圧延後に生成した再結晶粒の過度な成長が生じて粗大粒となるために、再結晶粒の生成による金属組織の異方性解消効果が最終３パスでの累積効果に比較して大幅に少ないためであることが判明した。
一方、最終３パスの累積圧下率を２５％以上と従来以上に大きくした場合、最終３パスの圧延によって鋼板の板厚中央部にまで圧延ひずみが効果的に導入されるため、板厚中央部における再結晶サイトが大きく増加する。このような圧延を再結晶が活発に生じる９００〜１１００℃の範囲で行うことにより板厚中央部の再結晶が促進され、鋳造時に形成された展伸フェライト粒組織が効果的に破壊され、熱間圧延後の縦弾性率の面内異方性が大幅に低減される。また、圧延温度を１１００℃以下で行うことにより再結晶粒の粗大化が抑制され、金属組織の異方性の解消効果が十分に発現する。この技術により、縦弾性率の面内異方性の絶対値を３５ＧＰａ以下とし、厚肉のフランジ等への成形後、振動時の大きなたわみやねじれ等の変形を抑制することができる。
さらに、本発明者らは、熱延鋼板の成形性向上のため、本発明の熱延鋼板に８００〜９００℃以下の範囲で熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得た場合、成形性の向上効果に加え、熱間圧延によって発現した縦弾性率の面内異方性の低減効果が維持されることを見出した。これは、本発明における縦弾性率の面内異方性の低減効果が板厚中央部における展伸フェライト粒組織の破壊に起因するものであり、熱間圧延後に所定の温度範囲で熱延板焼鈍を行った場合には鋼板の異方性を助長するような展伸フェライト粒が生成しないためであることが判明した。
また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の板厚は、特に限定されないが、厚肉のフランジに適用できる板厚であることが望ましいため、５．０〜１５．０ｍｍとすることが好ましい。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の成分組成について説明する。
以下、特に断らない限り、成分組成を表す％は質量％を意味する。
以下、特に断らない限り、成分組成を表す％は質量％を意味する。
Ｃ：０.００５〜０.０６０％
Ｃを多量に含有する場合、加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｃ含有量は０．０６０％を上限とする。一方、Ｃ含有量を極度に低下させることは精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｃ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０２０〜０．０４５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０２５〜０．０４０％の範囲である。さらにより好ましくは、Ｃ含有量は０．０３０〜０．０４０％の範囲である。
Ｃを多量に含有する場合、加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｃ含有量は０．０６０％を上限とする。一方、Ｃ含有量を極度に低下させることは精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｃ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０２０〜０．０４５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０２５〜０．０４０％の範囲である。さらにより好ましくは、Ｃ含有量は０．０３０〜０．０４０％の範囲である。
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには０．０２％以上のＳｉの含有が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．３０％の範囲である。
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには０．０２％以上のＳｉの含有が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．３０％の範囲である。
Ｍｎ：０．０１〜１．００％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に過剰に含有すると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。また、ＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｎ含有量の下限については、精錬工程の負荷の観点から０．０１％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０〜０．９０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．４５〜０．８５％の範囲である。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に過剰に含有すると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。また、ＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｎ含有量の下限については、精錬工程の負荷の観点から０．０１％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０〜０．９０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．４５〜０．８５％の範囲である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため少ない方が望ましく、Ｐ含有量の上限を０．０４％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０１％以下である。
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため少ない方が望ましく、Ｐ含有量の上限を０．０４％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０１％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特にＳ含有量が０．０１％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのため、Ｓ含有量は極力低い方が望ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０．０１％とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００７％以下である。さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特にＳ含有量が０．０１％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのため、Ｓ含有量は極力低い方が望ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０．０１％とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００７％以下である。さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、鋼板の靭性が著しく低下するため好ましくない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０〜１７．０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０〜１６．５％の範囲である。
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、鋼板の靭性が著しく低下するため好ましくない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０〜１７．０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０〜１６．５％の範囲である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上のＡｌの含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０７％の範囲である。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０５％の範囲である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上のＡｌの含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０７％の範囲である。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０５％の範囲である。
Ｎ：０．００５〜０．１００％
Ｎを多量に含有する場合、Ｃと同様に加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｎ含有量は０．１００％を上限とする。一方、Ｎ含有量を極度に低下させることはＣと同様に精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｎ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０７５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０２５〜０．０５５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０３０〜０.０５０％の範囲である。
Ｎを多量に含有する場合、Ｃと同様に加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｎ含有量は０．１００％を上限とする。一方、Ｎ含有量を極度に低下させることはＣと同様に精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｎ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０７５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０２５〜０．０５５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０３０〜０.０５０％の範囲である。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、含有量が１．０％を超えると成形性が低下するため好ましくない。そのため、Ｎｉ含有量は０．１〜１．０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２〜０．４％の範囲である。
Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、含有量が１．０％を超えると成形性が低下するため好ましくない。そのため、Ｎｉ含有量は０．１〜１．０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２〜０．４％の範囲である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
以上の成分組成により本発明の効果は得られるが、さらに製造性あるいは材料特性を向上させる目的で以下の元素を含有することができる。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＣｕの含有で顕著となる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると成形性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、０．１〜１．０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２〜０．４％の範囲である。
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＣｕの含有で顕著となる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると成形性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、０．１〜１．０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２〜０．４％の範囲である。
Ｍｏ：０．１〜０．５％
ＭｏはＮｉおよびＣｕと同様に耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＭｏの含有で顕著となる。しかし、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏを含有する場合は、０．１〜０．５％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．２〜０．３％の範囲である。
ＭｏはＮｉおよびＣｕと同様に耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＭｏの含有で顕著となる。しかし、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏを含有する場合は、０．１〜０．５％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．２〜０．３％の範囲である。
Ｃｏ：０．０１〜０．５％
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、含有量が０．５％を超えると成形性を低下させる場合がある。そのため、Ｃｏを含有する場合の含有量は、０．０１〜０．５％の範囲とする。
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、含有量が０．５％を超えると成形性を低下させる場合がある。そのため、Ｃｏを含有する場合の含有量は、０．０１〜０．５％の範囲とする。
Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｖ:０．０１〜０．２５％
ＶはＣｒよりも炭窒化物を形成しやすい元素である。Ｖは熱間圧延時に鋼中のＣおよびＮをＶ系の炭窒化物として析出させることにより、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためにはＶを０．０１％以上含有する必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下する場合がある。製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．２５％の範囲とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０３〜０．０８％の範囲である。
Ｖ:０．０１〜０．２５％
ＶはＣｒよりも炭窒化物を形成しやすい元素である。Ｖは熱間圧延時に鋼中のＣおよびＮをＶ系の炭窒化物として析出させることにより、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためにはＶを０．０１％以上含有する必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下する場合がある。製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．２５％の範囲とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０３〜０．０８％の範囲である。
Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２５％
ＴｉおよびＮｂはＶと同様に、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ、あるいは０．００１％以上のＮｂを含有する必要がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超える、あるいはＮｂ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮおよびＮｂＣの過剰な析出により良好な表面性状を得ることができない場合がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１〜０．０１５％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１〜０．０２５％の範囲とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３〜０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０１５％の範囲である。
ＴｉおよびＮｂはＶと同様に、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ、あるいは０．００１％以上のＮｂを含有する必要がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超える、あるいはＮｂ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮおよびＮｂＣの過剰な析出により良好な表面性状を得ることができない場合がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１〜０．０１５％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１〜０．０２５％の範囲とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３〜０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．００５〜０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０１５％の範囲である。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
Ｍｇは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＭｇの含有が必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する場合がある。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｍｇは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＭｇの含有が必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する場合がある。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＢの含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｂは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＢの含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには０．０００２％以上のＣａの含有が必要である。しかし、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｃａを含有する場合は０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００１５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには０．０００２％以上のＣａの含有が必要である。しかし、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｃａを含有する場合は０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００１５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌｓ）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜の形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには０．０１％以上のＲＥＭの含有が必要である。しかし、０．１０％を超えてＲＥＭを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な含有は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲である。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌｓ）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜の形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには０．０１％以上のＲＥＭの含有が必要である。しかし、０．１０％を超えてＲＥＭを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な含有は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１〜０．０５％の範囲である。
次に本発明のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法について説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は上記成分組成を有する鋼スラブに対して、粗圧延および３パス以上の仕上げ圧延からなる熱間圧延において、仕上げ圧延の最終３パスの圧延を温度範囲９００〜１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うことにより得られる。
なお、仕上げ圧延の最大パス数は、所定材質を得るという観点で特に制約はないが、最大パス数が１５パスよりも多くなると、圧延ロールとの接触回数の増加による鋼板温度の低下が生じやすくなり、鋼板温度を所定温度範囲内に維持するために外部からの加熱が必要になる等の製造性の低下または製造コストの増加を招く場合がある。そのため、最大パス数は１５パス以下とすることが好ましい。より好ましくは、最大パス数は１０パス以下である。
まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、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。
このスラブを、１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延に供する。本発明では粗圧延については特に限定すべき点はないが、鋳造組織を効果的に破壊するために粗圧延における累積圧下率を６５％以上とすることが好ましい。その後、仕上げ圧延により所定板厚まで圧延するが、仕上げ圧延の最終３パスの圧延を９００〜１１００℃の温度範囲で、累積圧下率２５％以上で行う。
最終３パスの圧延温度範囲：９００〜１１００℃
最終３パスの仕上げ圧延では、累積圧下率を大きくすることにより、板厚中央へ圧延ひずみを効果的に導入するとともに十分な再結晶を生じさせる必要がある。そのため、最終３パスの仕上げ圧延は再結晶が十分に生じる９００〜１１００℃の温度範囲で行う必要がある。最終３パスの圧延温度が９００℃未満の場合、再結晶が十分に生じず所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。一方、最終３パスの圧延温度が１１００℃を超えると、結晶粒が著しく粗大化し所定の縦弾性率の面内異方性が得られないことに加え、熱延鋼板の靭性が低下するため好ましくない。好ましくは、最終３パスの圧延温度は９００〜１０７５℃の範囲である。より好ましくは、最終３パスの圧延温度は９３０〜１０５０℃の範囲である。また、最終３パスにおける特定パスで過度の圧延負荷がかかることを防ぐため、最終３パスのうち、第１パス目の圧延温度範囲を９５０〜１１００℃、この第１パスの次に行われる第２パス目の圧延温度範囲を９２５〜１０７５℃、この第２パスの次に行われる第３パス目の圧延温度範囲を９００〜１０５０℃とすることが好ましい。
最終３パスの仕上げ圧延では、累積圧下率を大きくすることにより、板厚中央へ圧延ひずみを効果的に導入するとともに十分な再結晶を生じさせる必要がある。そのため、最終３パスの仕上げ圧延は再結晶が十分に生じる９００〜１１００℃の温度範囲で行う必要がある。最終３パスの圧延温度が９００℃未満の場合、再結晶が十分に生じず所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。一方、最終３パスの圧延温度が１１００℃を超えると、結晶粒が著しく粗大化し所定の縦弾性率の面内異方性が得られないことに加え、熱延鋼板の靭性が低下するため好ましくない。好ましくは、最終３パスの圧延温度は９００〜１０７５℃の範囲である。より好ましくは、最終３パスの圧延温度は９３０〜１０５０℃の範囲である。また、最終３パスにおける特定パスで過度の圧延負荷がかかることを防ぐため、最終３パスのうち、第１パス目の圧延温度範囲を９５０〜１１００℃、この第１パスの次に行われる第２パス目の圧延温度範囲を９２５〜１０７５℃、この第２パスの次に行われる第３パス目の圧延温度範囲を９００〜１０５０℃とすることが好ましい。
最終３パスの累積圧下率２５％以上
鋼板の板厚中央へ圧延ひずみを効果的に付与するためには、仕上げ圧延の最終３パスについて、累積圧下率で２５％以上の圧下が必要である。累積圧下率が２５％未満では、板厚中央への圧延ひずみの導入が不十分となって板厚中央部の再結晶が遅滞し、所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。そのため、累積圧下率を２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、累積圧下率は３０％以上である。さらに好ましくは、累積圧下率は３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延負荷が上昇して製造性が低下するとともに、圧延後に表面肌荒れが発生する場合があるため、６０％以下とすることが好ましい。
鋼板の板厚中央へ圧延ひずみを効果的に付与するためには、仕上げ圧延の最終３パスについて、累積圧下率で２５％以上の圧下が必要である。累積圧下率が２５％未満では、板厚中央への圧延ひずみの導入が不十分となって板厚中央部の再結晶が遅滞し、所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。そのため、累積圧下率を２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、累積圧下率は３０％以上である。さらに好ましくは、累積圧下率は３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延負荷が上昇して製造性が低下するとともに、圧延後に表面肌荒れが発生する場合があるため、６０％以下とすることが好ましい。
また、上記の累積圧下率は、１００−（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］である。
また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御することを特徴とし、仕上げ圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の４パス以上とすると、各パスでの圧延下率が小さいため導入したひずみが縦弾性率の異方性の低減にほとんど寄与せず、十分な縦弾性率の異方性の低減効果が得られない。また、仕上げ圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の２パス以下とすると、２パスで累積圧下率２５％以上の大圧下を行うために圧延負荷が著しく上昇し製造性が低下する場合があるため好ましくない。よって、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御する。
また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御するように、３パス以上の仕上げ圧延であれば、何パスの仕上げ圧延を行ってもよい。
仕上げ圧延終了後は、鋼板の冷却を行い、次いで鋼板の巻取り処理を行い熱延鋼帯とする。本発明において巻取り温度は特に限定されないが、熱間圧延中にオーステナイト相が生成する鋼成分の場合、巻取り温度を５００℃未満とした場合、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態し、熱延鋼板が硬質化して成形性が低下する場合がある。そのため、巻取り処理は５００℃以上で行うことが好ましい。
本発明では上記熱間圧延工程を完了した時点で所望の耐食性ならびに所望の縦弾性率の面内異方性が得られるが、成形性を向上させる目的で、フェライト系ステンレス熱延鋼板に対して、熱間圧延工程後に８００〜９００℃の範囲で熱延板焼鈍を行い、フェライト系ステンレス熱延焼鈍板を得てもよい。
熱延板焼鈍温度：８００〜９００℃
熱延板焼鈍温度を８００℃未満とした場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延による加工組織が残存し成形性の向上効果が得られない。一方、９００℃を超えると焼鈍時にオーステナイト相が生成して縦弾性率の異方性が大きくなり、すなわち熱延鋼板で発現していた所定の縦弾性率の面内異方性が消失する場合がある。また、９００℃超で熱延板焼鈍を行った後の冷却速度が速い場合、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態して鋼板が硬質化するためにかえって成形性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍を行う場合には温度範囲を８００〜９００℃とすることが好ましい。なお、熱延板焼鈍の保持時間および手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）、連続焼鈍のどちらで実施してもかまわない。
熱延板焼鈍温度を８００℃未満とした場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延による加工組織が残存し成形性の向上効果が得られない。一方、９００℃を超えると焼鈍時にオーステナイト相が生成して縦弾性率の異方性が大きくなり、すなわち熱延鋼板で発現していた所定の縦弾性率の面内異方性が消失する場合がある。また、９００℃超で熱延板焼鈍を行った後の冷却速度が速い場合、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態して鋼板が硬質化するためにかえって成形性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍を行う場合には温度範囲を８００〜９００℃とすることが好ましい。なお、熱延板焼鈍の保持時間および手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）、連続焼鈍のどちらで実施してもかまわない。
得られた熱延鋼板あるいは熱延板焼鈍を行った鋼板（熱延焼鈍板）には、必要に応じてショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行っても良い。さらに、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施しても良い。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼を容量１５０ｔｏｎの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（ＳＳ−ＶＯＤ）の精錬で溶製し、連続鋳造により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとした。該スラブを１２００℃で１ｈ加熱後に、熱間圧延として３段のスタンドを用いたリバース式の粗圧延を行って約４０ｍｍの鋼板とし、ついで７パスからなる仕上げ圧延の最終３パス（５パス目、６パス目、７パス目）を表２に記載の条件で行い熱延鋼板とした。また、一部の熱延鋼板（表２中、Ｎｏ．２５、２６、３８）については熱間圧延後に表２に記載の条件で８ｈ保持後に炉冷する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得た。
得られた熱延鋼板および熱延焼鈍板について、以下の評価を行った。
（１）面内異方性の評価
圧延平行方向、圧延４５°方向および圧延直角方向を長手として６０ｍｍ長さ×１０ｍｍ幅×２ｍｍ厚の試験片を、板厚中央±１ｍｍ内の位置からそれぞれ採取した。採取した試験片についてＪＩＳ Ｚ ２２８０−１９９３に記載の横共振法により２３℃における縦弾性率を測定し、下式（１）により縦弾性率の面内異方性の絶対値（｜ΔＥ｜）を算出した。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ （１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下である場合を、フランジ等への成形後のたわみやねじれを十分に抑制可能であると判断し、合格（○）とした。縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ超である場合を、不合格（×）とした。
圧延平行方向、圧延４５°方向および圧延直角方向を長手として６０ｍｍ長さ×１０ｍｍ幅×２ｍｍ厚の試験片を、板厚中央±１ｍｍ内の位置からそれぞれ採取した。採取した試験片についてＪＩＳ Ｚ ２２８０−１９９３に記載の横共振法により２３℃における縦弾性率を測定し、下式（１）により縦弾性率の面内異方性の絶対値（｜ΔＥ｜）を算出した。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ （１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下である場合を、フランジ等への成形後のたわみやねじれを十分に抑制可能であると判断し、合格（○）とした。縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ超である場合を、不合格（×）とした。
（２）耐食性の評価
熱延鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈr）→乾燥（６０℃、４ｈr、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈr、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００ ［％］）を算出した。発錆率が１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
熱延鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈr）→乾燥（６０℃、４ｈr、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈr、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００ ［％］）を算出した。発錆率が１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
評価結果を熱間圧延条件と併せて表２に示す。
鋼成分、熱間圧延条件および熱延板焼鈍条件が本発明の範囲を満たすＮｏ．１〜２１、Ｎｏ．２５〜３４は、縦弾性率の面内異方性の絶対値（｜ΔＥ｜）が３５ＧＰａ以下と小さく所望の剛性が得られている。さらに得られた熱延鋼板あるいは熱延焼鈍板の耐食性を評価した結果、いずれも発錆率は２５％以下であり十分な耐食性も有していることが確認された。
特に、０．５２質量％のＮｉおよび０．４質量％のＣｕを含有させた鋼Ｃを用いたＮｏ．１４〜１７、および０．３質量％のＭｏを含有させた鋼Ｊを用いたＮｏ．３２では、発錆率が１０％以下と一層優れた耐食性が得られた。
最終３パスの累積圧下率が本発明の範囲を下回るＮｏ．２２では板厚中央部に展伸粒が多量に残存したために、縦弾性率の面内異方性が大きくなり、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。
最終３パスの圧延において、７パス目の最終温度のみが本発明の範囲を下回るＮｏ．２３、および最終３パスの圧延温度が全て本発明の範囲を下回るＮｏ．２４では、所定の累積圧下率で圧延したにも関わらず、板厚中央部における再結晶が不十分となり、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。また、最終３パスの圧延温度が全て本発明の範囲を上回るＮｏ．３７では、結晶粒が粗大化し、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。
熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３８では、熱延板焼鈍時のオーステナイトが生成したために所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。所定の｜ΔＥ｜を得られなかったＮｏ．２２〜２４、３７、３８の鋼板を厚肉フランジに適用すると、振動時にたわみやねじれが発生することが確認できた。
Ｃｒ量が本発明の範囲を下回る鋼Ｍを用いたＮｏ．３５では、鋼板表面に十分に不動態皮膜を形成できず、所望の耐食性を得られなかった。
Ｃｒ量が本発明の範囲を上回る鋼Ｎを用いたＮｏ．３６では鋳造後の冷却時にスラブ内に生じた割れを原因とした熱間圧延工程途中での破断が生じ、所定の評価を行うことができなかった。
本発明で得られるフェライト系ステンレス熱延鋼板は、剛性と耐食性が要求される用途、例えばＥＧＲクーラーのフランジへの適用に特に好適である。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ−２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜ ・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。 - 成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
- 成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の成分組成を有し、
下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍板。
｜ΔＥ｜＝｜（Ｅ Ｌ −２×Ｅ Ｄ ＋Ｅ Ｃ ）／２｜ ・・・（１）
ここで、Ｅ Ｌ は圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、Ｅ Ｄ は圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、Ｅ Ｃ は圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。 - 請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上げ圧延を行う熱間圧延工程で、仕上げ圧延の最終３パスを温度範囲９００〜１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
- 請求項５に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法を用い、
前記熱間圧延工程後に、さらに８００〜９００℃で熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法。
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