JP6278159B1 - フェライト系ステンレス鋼板、ホットコイルおよび自動車排気系フランジ部材 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板、ホットコイルおよび自動車排気系フランジ部材 Download PDF

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Abstract

板厚ｔが５．０〜１２．０ｍｍであるフェライト系ステンレス鋼板であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２％、必要に応じて、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＧａの一種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、金属組織が、圧延方向に平行な断面において、長径／短径が５．０以上である組織が面積率で９０％以上であり、平均短径が１００μｍ以下である。このフェライト系ステンレス鋼は、靭性に優れており、自動車排気系フランジ等に好適である。

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板、ホットコイルおよび自動車排気系フランジ部材に関する。
自動車の排ガス経路は、エキゾーストマニホールド、ＥＧＲ（Exhaust Gas Recirculation）、マフラー、触媒、ＤＰＦ（Diesel particulate filter）、尿素ＳＣＲ（Selective Catalytic Reduction）、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等様々な部品から構成されている。これらの部品をつなげる際、フランジと呼ばれる締結部品を使用することが多い。自動車の排気系部品では、加工工数が少なく済むと同時に作業空間が狭く済むため、フランジ接合が積極的に採用されている。
また、振動による騒音および剛性確保の観点から、５ｍｍ厚以上の厚手フランジが使用されることが多い。フランジは打ち抜き加工、プレス成形などの工程で製造され、従来普通鋼の鋼板が素材に利用されていた。しかしながら、ステンレス鋼製の他の排気系部品に比べて耐食性に劣る普通鋼のフランジは錆の発生が目立ち、美観を損なう場合があった。このため、フランジ素材として普通鋼板を転換して、ステンレス鋼板の採用が積極的に進められつつある。
フェライト系ステンレス鋼はＣｒを含有するため、また相変態による金属組織の微細化が難しいため、普通鋼に比べて靭性が低い。特に高Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉのステンレス鋼はその低靭性が問題であり、コイルを加温して通板するか、熱延鋼板厚を薄くするなどの対策が行われている。
フェライト系ステンレス鋼の熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板を、板厚５ｍｍ以上の板厚で製造する場合、板厚の増加により靭性が更に低下する。コイルを巻戻す際、形状矯正、切断、熱延鋼板の焼鈍や酸洗などの工程を通板する際に、板破断が生じやすくなる。上記工程を通板するためには、コイルとコイルを溶接して繋ぐことが多くの場合必要である。しかし、板厚が増加すると溶接に要する時間が長くなるため、加温したコイルも温度が低下して、脆性的な破断を生じることがある。このため、フェライト系ステンレス鋼で板厚が５ｍｍを超える鋼板が必要な場合は、従来厚板として製造されており、熱延コイルとして製造する場合よりもコストが高くなることが問題であった。
フェライト系ステンレス鋼板の靭性に関する課題を解決するための工夫はこれまでにも複数紹介されている。
例えば、特開昭６０−２２８６１６号公報（特許文献１）では熱延コイルの冷間展開、冷間圧延及び各種ハンドリング時に発生しがちな割れ等のトラブルを生じることの無い靭性の優れた高純度フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯を得るために、熱間圧延した後、直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度にて急冷を行い、４５０℃以下の温度で巻取ることを特徴とする製造方法が開示されており、衝撃破面遷移温度が−２０℃以下になったこと、また、実施例に於いて板厚３ｍｍにおけるコイル展開の可否が示されている。この技術によって、熱延鋼帯を水槽に入れて水冷するような、熱延鋼帯の靭性値にバラツキが多くなる製造方法を避けることが出来ると示されている。
特開平８−１９９２３７号公報（特許文献２）では、Ｎｂを０．２０％〜０．８０％含み、Ｃｒ：１３．５％を超え〜１５．５％含む熱延鋼板の低温靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼であって、板厚が４．５ｍｍ以上、９．０ｍｍ以下の熱延鋼帯を製造する方法として、８００℃以上で熱間圧延した後に直ちに冷却し、熱間圧延後の板厚ｔと熱間圧延時の巻き取り温度Ｔがｔ×Ｔ≦３６００の関係を満足する温度で巻取ることを特徴とする製造方法が示されている。
特開２０１２−１４０６８７号公報（特許文献３）には、熱延コイルを展開して通板するラインにおいて、材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５〜１２ｍｍのＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイル、熱延焼鈍コイルについて開示されている。その手段としては、巻取温度を５７０℃以上とし、巻取終了時から５分以上経過後で、かつコイル最外周の表面温度が５５０℃以上である時にコイルを水中に浸漬し、当該水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。
一方、特開２０１２−１４０６８８号公報（特許文献４）では、熱延コイルを展開して通板するラインにおいて、材料割れの問題が安定して防止できるに足る靭性・延性を有し、板厚が５〜１０ｍｍのＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイル、熱延焼鈍コイルについて開示されている。また、その手段としては、ステンレス鋼スラブを仕上げ圧延温度８９０℃以上とし、巻取前に水冷して巻取温度４００℃以下で巻取ってコイルとし、巻取終了時から３０分以内にコイルを水中に浸漬し、当該水中で１５分以上保持する製造方法が示されている。
特開２０００−１６９９４３号公報（特許文献５）では、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．０１〜２％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｏ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０５％〜２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼が開示されている。このフェライト系ステンレス鋼は、高温で長時間使用される場合にも高温強度が時効劣下しないとされている。
特開昭６０−２２８６１６号公報 特開平８−１９９２３７号公報 特開２０１２−１４０６８７号公報 特開２０１２−１４０６８８号公報 特開２０００−１６９９４３号公報
特許文献１の技術では板厚が５ｍｍを超える厚手フェライト系ステンレス鋼板の靭性を改善することは難しかった。
特許文献２の技術では、Ｎｂ添加鋼の靭性を向上することは出来るが、Ｔｉ添加鋼の靭性向上には効果が得られなかった。
特許文献３の技術のように、コイル水冷による靭性改善は、コイル内の冷却速度の変動が大きく、靭性のバラツキを生じる問題があった。
特許文献４の技術は、Ｎｂ含有フェライト系ステンレス鋼を対象としており、硬さおよびシャルピー衝撃値を調整するために、熱延仕上温度を８９０℃以上とし４００℃以下で巻き取り、コイルを水中に浸漬するので、引用文献１にも述べられていたように、コイル内の冷却速度の変動が大きく、靭性のバラツキを生じる問題があった。
特許文献５の技術は、熱間圧延に際し加熱温度を１０００℃以上１３００℃以下として熱間圧延を行うものであるため、板厚が５ｍｍを超えるフェライト系ステンレス鋼板の結晶粒径を小さくできず、靭性を改善することは難しい。
本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を効率的に製造することにある。
上記課題を解決するために、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の低温靭性に関して、成分および製造過程における熱延条件、金属組織的見地から詳細な研究を行い、製造工程における組織変化と靭性への影響を明らかにした。
チタン添加のフェライト系ステンレス鋼は、その製造工程において相変態が起こらないため、金属組織の制御が難しい。すなわち、熱延に供するスラブは板厚が１５０〜２５０ｍｍで、その金属組織は凝固組織、即ち粗大な柱状晶である。この柱状晶は幅が数百μｍから十数ｍｍ、長さが数ｍｍから数ｃｍである。熱延時に加熱炉で通常は１１００℃〜１３００℃に加熱され、粗圧延機でリバース圧延により、板厚が２０〜４０ｍｍの粗バーまで圧延される際に、その大部分の組織が再結晶し、結晶粒径で数百μｍまで微細化される。その後の仕上げ熱延工程で所望の板厚まで圧延される。仕上げ熱延は、一般的にはタンデム方式で一方向に圧延されるが、ステッケルミルでは仕上げ熱延もリバース方式で行われる。仕上げ熱延では粗熱延後の組織が展伸するだけで、再結晶は極僅かしか起こらない。
本発明者は、上記各工程における組織変化とそれに伴う材質への影響を調べる中で、粗熱延組織の微細化が、熱延鋼板の靭性向上に極めて有効であることを見出した。組織の微細化には低温で大歪加工することが有効であるが、低温で熱延すると熱延後の再結晶も遅延するために、粗熱延後、仕上げ熱延直前の粗バー組織において未再結晶部が残存しやすくなる。未再結晶部が残存する粗バーを仕上げ圧延して製造した熱延コイルから冷延焼鈍して製造した薄板は、加工時にリジングと呼ばれる粗大な肌荒れが生じるため、従来からフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造においては、粗熱延組織に未再結晶部が残存するような低温加熱熱延は避けられてきた。
一方、自動車排気系部品のフランジ用鋼材には、従来普通鋼が用いられてきたが、近年、耐食性の高いフェライト系ステンレス鋼が用いられるようになってきている。上記のフランジにはある程度の厚さが必要なこと、また、それほど高い表面性状が求められないことから、フェライト系ステンレス鋼の厚板が主に用いられる。生産性を向上するためには、フェライト系ステンレス鋼のホットコイルを用いるのが好ましい。しかし、ホットコイルの巻き戻しや形状矯正、酸洗工程を通板する際の破断を避けるために、ホットコイルには、優れた靭性が求められる。特に、板厚が厚いほど靭性は低下する傾向にある。
そこで、本発明者らが研究したところ、熱延鋼板の靭性や、熱延焼鈍鋼板の靭性に関しては、粗バーにおける未再結晶部が残存しても、粗バーの大部分の組織を細粒化することで靭性が向上することが分かった。粗熱延組織の微細化を成すためには、熱延加熱温度を９４０〜９９０℃とし、粗熱延工程は極力低温で行うことが重要である。但し、加熱温度を下げすぎると粗熱延工程、粗熱延後から仕上げ熱延開始までの間に再結晶が起こりにくい。このため、粗熱延終了から仕上げ熱延開始までの間に鋼帯温度の低下を抑えることが特に重要である。なお、フランジ接合部品などは、冷間圧延を行わず、熱延鋼板を用いるので、リジングの問題はそもそも発生しない。
図１の左側は、本発明に係る鋼材の一例、右側は従来鋼材のミクロ組織拡大図であるが、比較すると、本発明鋼材の方が微細な結晶粒組織で構成されており、シャルピー衝撃試験吸収エネルギー値も従来鋼材が約２０Ｊ／ｃｍ2以下であるのに対し、本発明鋼材では４０Ｊ／ｃｍ2以上を達成している。
上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）板厚ｔが５．０〜１２．０ｍｍであるフェライト系ステンレス鋼板であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０１０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｖ：０．０１〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．００１〜０．０２％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜０．３％、
Ｍｇ：０〜０．００３０％、
Ｓｎ：０〜０．１％、
Ｓｂ：０〜０．１％、
Ｚｒ：０〜０．１％、
Ｔａ：０〜０．１％、
Ｎｂ：０〜０．１％、
Ｈｆ：０〜０．１％、
Ｗ：０〜０．１％、
Ｃｏ：０〜０．２％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
金属組織が、圧延方向に平行な断面において、長径／短径が５．０以上である組織が面積率で９０％以上であり、平均短径が１００μｍ以下であり、
２５℃のシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ ２ 以上である、
フェライト系ステンレス鋼板。
（２）上記（１）のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、
ホットコイル。
（３）上記（１）のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、
自動車排気系フランジ部材。
（４) 上記（２）のフェライト系ステンレスホットコイルを用いた、
自動車排気系フランジ部材。
本発明によれば、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、効率的に提供することができる。このフェライト系ステンレス鋼板は、特に自動車排気系フランジ部材として好適である。
本発明に係る鋼材と従来鋼材のミクロ組織を示す図である。 平均短径の２５℃のシャルピー衝撃値に及ぼす影響を示す図である。
１．化学組成
Ｃ：０．００１〜０．０１０％
Ｃは、固溶Ｃによる硬質化ならびに炭化物析出により靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、過剰な含有は、炭化物生成に起因して靭性の低下が生じるため、上限を０．０１０％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コスト、耐食性および鋼板靭性などを考慮して、下限は０．００２％または０．００３％としてもよく、上限は０．００９％、０．００８％または０．００７％としてもよい。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、靭性の観点からは少ないほど良い。過剰な含有は、靭性の低下が顕著に生じるため、上限を１．０％とした。一方、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、材質や耐初期錆び性などを考慮して、下限は０．０５％、０．１０％または０．１５％としてもよく、上限は０．９％、０．８％、０．７％または０．６％としてもよい。
Ｍｎ：０．０１〜１．０％
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良い。特に、過剰な含有は、熱間圧延時にγ相の析出による再結晶の遅延が生じて靭性が低下することがあるため、上限を１．０％とした。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がる他、微量のＭｎ添加はスケール剥離性を向上させるため、下限は０．０１％とした。更に、材質や製造コストなどを考慮して、下限は０．１％、０．２％、０．２５％または０．３％としてもよく、上限は０．７％、０．６％、０．５％または０．４％としてもよい。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐはフェロクロムなどの原料から不可避的不純物として混入する元素であり、ＭｎやＳｉ以上に固溶強化能が強い。材料を硬質化させるため、靭性の観点からその含有量は少ないほど良い。また、過剰な含有は、Ｐの粒界偏析に起因した脆化を生じさせるため、上限を０．０４％とした。Ｐの下限は特に定める必要はなく、０％である。しかし、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限は０．００５％、０．０１％または０．０１５％としてもよい。更に、耐食性などを考慮して、上限は０．０３％、０．０２５％または０．０２％としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも原料から不可避的不純物として混入する元素であり、耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、過剰な含有は、ＭｎＳ、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2等の析出物生成に起因して粗熱延における再結晶が遅延する傾向が見られるため上限を０．０１０％とした。Ｓの下限は特に定める必要はなく、０％である。しかし、ＳにはＭｎやＴｉと結合してフランジ成形における打ち抜き性を向上させる効果がある。この効果を得るために、下限は０．０００２％、０．０００５％または０．００１％としてもよい。更に、燃料部品とした際の隙間腐食抑制等を考慮して、上限は０．００８％、０．００６％または０．００５％としてもよい。
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、フランジに要求される耐塩害性を考慮すると、１０．０％以上の含有が必要である。一方、過剰な含有は、硬質となり、成形性や靭性を劣化させる。また、固溶Ｃｒによって粗熱延時の再結晶が遅延する傾向があり、２０．０％超の場合は仕上げ熱延直前において未再結晶組織が残存して鋼板の靭性を低下させるため、上限を２０．０％とした。尚、製造コストや靭性劣化による製造時の板破断などを考慮して、下限は１１．０％、１２．０％または１３．０％としてもよい。また、上限は１９．０％、１８．０％または１７．０％としてもよい。
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進することにより耐初期錆び性を向上させるため、０．０１％以上含有させる。但し、過剰な含有は、硬質化を招き、成形性を劣化させ、また、熱間圧延時にオーステナイト相の析出を促進し、粗熱延時の再結晶を遅延させ、さらに、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストなどを考慮して、下限は０．０２％、０．０３％または０．０５％としてもよく、上限は０．５％、０．３％、０．２％または０．１％としてもよい。
Ｔｉ：０．１０〜０．３０％
ＴｉはＣ、Ｎ、Ｓ、Ｐと結合して耐食性、耐粒界腐食性、靭性を向上させるために添加する元素である。特にＣ、Ｎの固定が十分でないと鋭敏化により、Ｃｒ欠乏層を生じて耐食性の顕著な低下を生じるため、０．１０％が下限となる。
溶接部も含めて耐食性を十分に確保するために、下限は、０．１２％、０．１４％または０．１６％としてもよい。一方、過剰な含有は、製鋼工程において、溶鋼中に粗大なＴｉＮを析出させ、鋼板の靭性を低下させるため、上限を０．３０％とした。製造コストなどを考慮して、上限は、０．２８％、０．２５％または０．２２％としてもよい。
Ｖ：０．０１〜０．４０％
Ｖは、隙間腐食を抑制させる他、微量添加によって靭性向上に寄与するため、０．０１％以上含有させる。但し、過剰な含有は、硬質化を招き、成形性を劣化させる他、粗大なＶ（Ｃ、Ｎ）が析出することによって靭性劣化を生じるため、上限を０．４％とした。尚、靱性向上、原料コストや初期錆び性などを考慮して、下限は０．０２％、０．０３％または０．０４％としてもよく、上限は０．２０％、０．１０％または０．０６％としてもよい。
Ａｌ：０．００５〜０．３％
Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であり、鋼中の酸化物を低減して鋼板の靭性を向上させる。その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、過剰な含有は、靭性の低下や、溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、粗熱延時の再結晶を遅延させるため、上限を０．３％とした。更に、精錬コストなどを考慮して、下限は０．０１％、０．０２％または０．０３％としてもよく、上限は０．１５％、０．１％、０．０８％または０．０６％としてもよい。
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは、Ｃと同様に靭性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。また、過剰な含有は、凝固時の粗大窒化物生成に起因して靭性の低下を生じさせ、結晶粒径の微細化だけでは靭性の改善が図れなくなるため、上限を０．０２％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び初期錆び性などを考慮して、下限は０．００３％、０．００５％または０．００６％としてもよく、上限は０．０１５％、０．０１０％または０．００９％としてもよい。
フェライト系ステンレス鋼の靭性向上の観点からは低減することが望ましいが、耐食性や耐酸化性、プレス成形性、熱延疵の低減などの観点から、更に、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃｏ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｇａ、Ｂｉを適量添加することも有効である。
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素であり、フランジの打ち抜き性を向上させるため、含有させてもよい。但し、過剰な含有は、ほう化物が析出して靭性を劣化させる他、粗熱延時の再結晶を遅延させるため、上限を０．００３０％とした。Ｂの下限は、特に定める必要はなく、０％である。靱性向上などのため、下限は、０．０００１％または０．０００２％としてもよい。コストや延性低下などを考慮して、上限は０．００２０％、０．００１０％または０．０００５％としてもよい。
Ｍｏ：０〜２．０％
Ｍｏは、耐食性や高温強度を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制するため、含有させてもよい。また、過剰な含有は、著しく耐酸化性を上げ、熱延加熱時に異常酸化による疵を発生させたり、粗熱延時の再結晶を遅延させ、粗熱延組織の粗大化を生じて靭性低下の原因となるため、上限を２．０％とした。Ｍｏの下限は、特に定める必要はなく、０％である。靱性向上などのため、０．０１％以上含有させてもよい。更に、製造コストなどを考慮して、下限は０．０２％または０．０３％としてもよく、上限は１．２％、０．３％または０．１％としてもよい。
Ｃｕ：０〜０．３％
Ｃｕは、高温強度向上の他、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、含有させてもよい。過剰な含有は、ε−ＣｕやＣｕ−ｒｉｃｈクラスターの析出によって硬質化を招き、成形性と靭性を劣化させるため、上限を０．３％とした。Ｃｕの下限は、特に定める必要はなく、０％である。成形性や靱性向上のために、０．０１％以上含有させてもよい。製造時の酸洗性等を考慮して、下限は０．０１％または０．０３％としてもよく、上限は０．０２％、０．１２％または０．１０％としてもよい。
Ｍｇ：０〜０．００３０％
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ、Ｎ）やＮｂ（Ｃ、Ｎ）等の炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。このため、Ｍｇを含有させてもよい。但し、過剰な含有は、溶接性や耐食性の劣化につながるため、上限を０．００３０％とした。Ｍｇの下限は、特に定める必要はなく、０％である。下限は、必要に応じて、０．０００３％、０．０００６％または０．０１％としてもよい。精錬コストなどを考慮して、上限は０．００２０％または０．００１０％としてもよい。
Ｓｎ：０〜０．１％
Ｓｂ：０〜０．１％
ＳｎやＳｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、含有させてもよい。過剰な含有は、鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合がある他、鋼板の靭性においても低下要因となるため上限を０．１％とする。ＳｎやＳｂの下限は、特に定める必要はなく、０％である。下限は、必要に応じて、０．００５％または０．０１％としてもよい。更に、精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．０５％または０．０２％としてもよい。
Ｚｒ：０〜０．１％
Ｔａ：０〜０．１％
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｈｆ：０〜０．１％
Ｚｒ、Ｔａ、ＮｂおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため、含有させてもよい。但し、過剰な含有は、コスト増になる他、大型の炭窒化物析出により、鋼板の靭性を著しく劣化させるため、上限を０．１％とする。これらの成分の下限は、特に定める必要はなく、０％である。下限は、必要に応じて、０．００５％または０．０１％としてもよい。更に、精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．０８％または０．０３％としてもよい。
Ｗ：０〜０．１％
Ｗは、Ｍｏと同様に耐食性と高温強度の向上に寄与するため、含有させてもよい。過剰な含有は、鋼板製造時の靭性劣化ならびにコスト増につながるため、上限を０．１％とする。Ｗの下限は、特に定める必要はなく、０％である。下限は、必要に応じて、０．０１％としてもよい。精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．０５％または０．０２％としてもよい。
Ｃｏ：０〜０．２％
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、含有させてもよい。過剰な含有は、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制による靭性低下を生じるため、上限を０．２％とする。Ｃｏの下限は、特に定める必要はなく、０％である。上記の効果を得るために、下限は、０．０１％、０．０２％または０．０４％としてもよい。更に、精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．１５％または０．１％としてもよい。
Ｃａ：０〜０．００３０％
Ｃａは、脱硫効果を有するので、含有させてもよい。しかしながら、過剰な含有は、粗大なＣａＳが生成して耐食性を劣化させるため、上限を０．００３０％とした。Ｃａの下限は、特に定める必要はなく、０％である。精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．００３０％または０．００２０％としてもよい。
ＲＥＭ：０〜０．０５％
ＲＥＭは、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性向上の効果を有するので、含有させてもよい。しかしながら、過剰な含有は、鋳造性を著しく悪くする他、固溶強化や粗熱延時の再結晶抑制により、靭性を低下させることから上限を０．０５％とした。ＲＥＭの下限は、特に定める必要はなく、０％である。上記の効果を得るために、下限は、０．００１％または０．００２％としてもよい。更に、精錬コストや製造性などを考慮して、上限は０．０１％または０．００５％としてもよい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
Ｇａ：０〜０．１％
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．１％以下の範囲で含有させてもよい。Ｇａの下限は、特に定める必要はなく、０％である。硫化物や水素化物形成の観点から、必要に応じて、下限は０．０００２％としてもよい。製造性やコストの観点、ならびに、粗熱延再結晶促進の観点などから、上限は、０．００２０％としてもよい。
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１％含有させてもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
２．金属組織
本発明のフェライト系ステンレス鋼板の金属組織は、圧延方向に平行な断面において、長径／短径が５．０以上である組織が面積率で９０％以上である。長径／短径が５．０以上である組織が面積率で９０％以上であるというのは、本発明のフェライト系ステンレス鋼板が熱延ままの鋼板であることを意味している。上記の組織の面積率は、高いほど好ましい。必要に応じて、面積率の下限は、９１％、９２％または９３％としてもよい。面積率の上限は１００％であるが、その上限は、９９％または９８％としてもよい。ここで、金属組織の測定は、圧延方向および板厚方向に平行な断面において、硝酸電解エッチングによって粒界を現出させ、０．２５ｔ（ｔ：板厚）位置および０．５０ｔ（ｔ：板厚）位置のそれぞれの位置において、少なくとも１ｍｍ２の領域を光学顕微鏡で観察して、結晶粒の長径および短径の比（長径／短径）が５．０以上の結晶粒の面積分率を測定する。そして、長径／短径が５．０以上である組織は、０．２５ｔ位置および０．５０ｔ位置の面積分率の平均値が９０％以上であることを基準とする。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板の平均短径は、１００μｍ以下である。ここで、平均短径は、０．２５ｔ〜０．７５ｔ（ｔ：板厚）の平均短径を基準とする。具体的には、圧延方向および板厚方向に平行な断面において、硝酸電解エッチングによって粒界を現出させ、板厚方向に平行な直線上を０．２５ｔ〜０．７５ｔ（ｔ：板厚）の範囲で観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１附属書Ｃ．２に準じて、前記直線が補足した結晶粒の数を測定し、前記直線の実長さを計測した結晶粒の数で除して、「平均短径」を求めた。
図２に示すように、平均短径が１００μｍを超える場合には、２５℃のシャルピー衝撃値が小さい。しかし、この平均短径が１００μｍ以下になると、２５℃のシャルピー衝撃値が上昇し、４０Ｊ／ｃｍ2以上となり、鋼板靭性が向上する。このとき、一部に粗熱延時に未再結晶であった粗大な展伸粒が残存しても、周りを微細なフェライト展伸粒で取り囲むことで鋼板としての靭性は確保される。このため、平均短径の上限を１００μｍとする。靱性向上のために、その上限は、９５μｍ、９０μｍ、８５μｍ、８０μｍまたは７８μｍとしてもよい。一方、低温大歪加工で組織を微細化すると、熱延時に圧延ワークロールと鋼板との焼き付きが生じやすくなり、組織の微細化にも限界があるため、平均短径の下限は、３０μｍとしてもよい。必要に応じて、その下限は、４０μｍ、４７μｍ、５１μｍ、５５μｍまたは６０μｍとしてもよい。
３．製造方法
本発明の鋼板は、製鋼工程および熱間圧延により製造される。
製鋼工程は、特に限定しない。例えば、前記の化学組成を有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
熱延工程は、本発明の金属組織を得るためには特に重要な工程である。本発明者らは、これまでの研究により、下記の推奨条件を満足する場合に、本発明の金属組織を得ることができることを確認している。
（ａ）加熱温度：９４０〜９９０℃
粗熱延組織を細かくするためには加熱温度の低温化が必要であり、９９０℃以下とする。しかし、加熱温度が低すぎると、熱延疵が発生するおそれがあるので、９４０℃以上とする。
（ｂ）粗熱延入側温度：９００〜９５０℃
粗熱延の入側温度を９５０℃以下とすることにより、粗熱延組織の微細化が可能となる。加熱温度が高くても、粗熱延までの間にスラブを冷却することにより、粗熱延開始温度を下げることができる。但し、入側温度は、下げすぎると、熱延疵の原因になるので、９００℃以上とする。
（ｃ）粗熱延終了温度：８５０〜９００℃
粗熱延終了温度が９００℃を超えると、粗熱延組織が粗大になる。一方、８５０℃を下回ると、粗熱延後の再結晶が遅延し、粗熱延組織(仕上げ熱延開始直前の組織)が粗大になり、仕上げ熱延後の熱延板靭性が低下する。このため、粗熱延終了温度は、８５０〜９００℃とする。なお、粗熱延終了温度は、粗熱延開始温度によって概ね決まるものである。ただし、粗熱延のパス回数を増やしたり、粗熱延の圧下率を大きくしたりすれば、粗熱延終了温度を低下させることが可能である。
（ｄ）粗圧延圧下率：８０％以上
粗圧延の圧下率は、８０％以上とすることにより、粗熱延組織の微細化が可能となる。粗圧延の圧下率の上限は特に定める必要はないが、実製造において９５％を超えることは殆どなく、９５％を上限としてもよい。
（ｅ）バーヒーター：３０℃以上昇温
粗熱延がリバース圧延であり、仕上げ熱延がタンデム熱延機による一方向圧延である。このため、粗熱延機と仕上げ熱延機の間は、１００ｍ程度の間隔が設けられており、その間にシートバーの温度が大幅に低下する。この間の温度低下が大きすぎると、仕上げ熱延における荷重が大きくなり、また、品質が不安定になり、さらに、金属組織を所望の状態にすることができなくなる。また、未再結晶組織の比率が増えて、平均結晶粒径は大きくなる。このため、熱延コイルの仕上げ熱延開始温度をコイル長手方向において一様にする必要がある。よって、インダクション方式等のバーヒーターでシートバー（粗バー）を加熱することが重要である。フェライト系ステンレス鋼は、相変態が無く、スラブの凝固組織を粗熱延後の再結晶で微細化することが必要になるが、粗熱延の歪みを活用して再結晶させるためには、バーヒーターで粗熱延後の温度低下を抑えることが有効である。具体的にはバーヒーターによって３０℃以上昇温する。一方、昇温しすぎると、粒成長により粗熱延組織が粗大化するので、昇温は５５℃以下とするのが好ましい。
（ｆ）保熱カバー：保温
バーヒーターと同様に、シートバーの温度低下を抑制する方法として、粗熱延と仕上げ熱延の間の搬送テーブル上下面に保熱カバーを設け、保温を行うことにより再結晶による組織微細化を図る。
（ｇ）仕上げ熱延入側温度：８４０〜８９０℃
仕上げ熱延工程では、板厚２８〜３８ｍｍのシートバーを必要な熱延板板厚まで圧延して、粗熱延組織を展伸させ、歪みを蓄積させる。この工程において、歪みを多く蓄積することにより熱延板の靭性を向上させることができる。歪みの蓄積（転位密度の増加）に圧延開始温度を８９０℃以下にするが、下げすぎると熱延疵が生じる。このため、仕上げ熱延入側温度は８４０〜８９０℃とする。
（ｈ）仕上げ熱延終了温度：６９０〜７４０℃
仕上げ熱延開始温度と同様に、低温化すると歪が蓄積して、靭性が向上するが下げすぎると熱延疵が生じる。ここでいう熱延疵の原因は、熱延ワークロールと熱延板の焼付きが主原因である。このため、仕上げ熱延開始温度は６９０〜７４０℃とする。なお、仕上げ熱延終了温度は、仕上げ熱延開始温度に連動して、決まるものであるが、圧延速度や板厚によっても変化する。
（ｉ）仕上げ圧延圧下率：６０％以上
仕上げ圧延の圧下率は、６０％以上とすることにより、粗熱延組織の微細化が可能となる。仕上げ圧延の圧下率の上限は特に定めないが、実製造において９５％を超えることは殆どなく、９５％を上限としてもよい。
（ｊ）水冷開始時間：２秒以内
フェライト系ステンレス鋼は、相変態が無いため、粗熱延後の組織は、粗熱延での再結晶粒が仕上げ熱延で展伸した展伸粒である。仕上げ熱延で蓄積した歪が回復または再結晶によって減少しないように、仕上げ熱延終了後は、速やかに冷却する。よって、仕上げ熱延終了から水冷開始までの時間は２秒以内とする。
（ｋ）冷却速度：２５℃／ｓ以上
仕上げ熱延後、狙いの巻取温度まで、熱延板を冷却することが必要である。仕上げ熱延の最終スタンドから巻取機（コイラー）までの間で、狙いの巻き取り温度に冷やす必要がある。このとき、２５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。
（ｌ）水冷終了温度：５１０〜５６０℃
巻取温度を制御するためには、放射温度計等により熱延板温度をオンライン測定することが必要であるが、板の温度が４５０℃近傍になると、板上部の水が蒸発せずにコイラーまで残存するようになり、板の温度測定が困難になるため、水冷終了温度は５１０℃以上とする。ただし、巻取温度を５５０℃以下にするため、水冷終了温度は５６０℃以下とする。
（ｍ）巻取温度：５００〜５５０℃
巻取温度が高すぎると、仕上げ熱延で導入した歪が回復または再結晶によって減少することがあり、また、ＦｅＴｉＰなどの析出物が析出して靭性を低下することがある。このため、巻取温度は５５０℃以下にする。但し、巻取温度が低すぎると、温度の測定および制御が困難になるため、５００℃以上にする。
尚、本発明で製造された熱延コイルは、コイルごと水槽中で冷却することは不要であり、製造工程が簡略化される。また、熱延鋼板の厚さはフランジとして多用される５〜１２ｍｍ以下とするが、過度に厚手化すると靭性が極端に低下するため、５〜１０ｍｍが望ましい。
熱間圧延後に酸洗、調質圧延、または表面研削を行ってフランジ用などに適した熱延鋼板とすることができる。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブを５〜１５ｍｍに熱間圧延して熱間圧延コイルとした。各種製造時条件を表２および表３に示す。
得られた熱延鋼板の圧延方向に平行な断面において、金属組織を観察し、０．２５ｔ（ｔ：板厚）位置および０．５０ｔ（ｔ：板厚）位置における、長径／短径が５．０以上である組織の面積分率を測定し、その平均値を求めた。次に、得られた熱延鋼板の板厚方向に平行な断面において、硝酸電解エッチングによって粒界を現出させ、板厚方向に平行な直線上を０．２５ｔ〜０．７５ｔ（ｔ：板厚）の範囲で観察し、前記直線に交差する粒界の数を測定し、「平均短径」を求めた。さらに、得られた熱延鋼板からシャルピー衝撃試験片を採取し、２５℃におけるシャルピー衝撃試験をおこなった。これらの結果を表４に示す。
表４に示すように、本発明例１〜２０では、いずれも良好な表面品質を有するとともに、２５℃のシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２以上であった。これに対して、比較例１〜２５は、少なくとも化学組成および金属組織のいずれかが本発明で規定される範囲を外れており、靭性が低下していた。また、比較例２６〜２８は、粗圧延の温度が低すぎたため、再結晶せずに粗大粒となり、熱延疵が発生し、また靭性も低下した。
本発明によれば、靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、効率的に提供することができる。このフェライト系ステンレス鋼板は、特に自動車排気系フランジ部材として好適である。

Claims (4)

  1. 板厚ｔが５．０〜１２．０ｍｍであるフェライト系ステンレス鋼板であって、
    化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
    Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
    Ｔｉ：０．１０〜０．３０％、
    Ｖ：０．０１〜０．４０％、
    Ａｌ：０．００５〜０．３％、
    Ｎ：０．００１〜０．０２％、
    Ｂ：０〜０．００３０％、
    Ｍｏ：０〜２．０％、
    Ｃｕ：０〜０．３％、
    Ｍｇ：０〜０．００３０％、
    Ｓｎ：０〜０．１％、
    Ｓｂ：０〜０．１％、
    Ｚｒ：０〜０．１％、
    Ｔａ：０〜０．１％、
    Ｎｂ：０〜０．１％、
    Ｈｆ：０〜０．１％、
    Ｗ：０〜０．１％、
    Ｃｏ：０〜０．２％、
    Ｃａ：０〜０．００３０％、
    ＲＥＭ：０〜０．０５％、
    Ｇａ：０〜０．１％、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
    金属組織が、圧延方向に平行な断面において、長径／短径が５．０以上である組織が面積率で９０％以上であり、平均短径が１００μｍ以下であり、
    ２５℃のシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ ２ 以上である、
    フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、
    ホットコイル。
  3. 請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、
    自動車排気系フランジ部材。
  4. 請求項２に記載のフェライト系ステンレスホットコイルを用いた、
    自動車排気系フランジ部材。
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