JP6851269B2 - フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびそれらを素材とする排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法に関するものである。
自動車のエキゾーストマニホールド、コンバーター、フロントパイプおよびマフラーなどの排気系部材には、高温強度、耐熱疲労性、耐酸化性等の耐熱性が要求される。このため、Ｃｒを含有した耐熱フェライト系ステンレス鋼が使用されている。前述の排気系部材の使用環境温度は年々高温化しており、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素の含有量を増加させ、高温強度および熱疲労特性などを高める必要が生じている。その結果、現状では、ＳＵＳ ４２９系（１４％Ｃｒ−Ｎｂ，Ｓｉ添加鋼）、ＳＵＳ ４４４系（１８％Ｃｒ−Ｎｂ，Ｍｏ添加鋼）といった鋼種が主に使用されている。
一方、これらの部材は、鋼板からプレス加工されるか、鋼板を所定のサイズ（径）の鋼管に造管した後に、目的の形状に成形されるため、部材を構成する素材鋼板および鋼管に高い加工性が求められる。例えば、鋼板においては、プレス加工性と密接な関係がある深絞り性が重視され、鋼管においては溶接点数の削減のために、拡管性も重要な特性となる。
ところで、耐熱性向上に有効な合金元素のうちＮｂは、高温強度および耐熱疲労特性の向上に効果が高く、多くの耐熱フェライト系ステンレス鋼に使用されている。一方で、Ｎｂは焼鈍中に炭窒化物（ＮｂＣ、ＮｂＮ等）または金属間化合物（Ｌａｖeｓ相等）を生成し易く、これらの析出物が転位、および再結晶粒の粒界をピン止めすることにより、再結晶を遅延させることが知られている。
再結晶が遅延した場合、加工性の向上に有効な、圧延面と｛１１１｝面とが平行となる再結晶粒が、板厚全体において発達しにくくなる。その結果、鋼板の加工性の向上が難しくなるという課題がある。
上述の耐熱フェライト系ステンレス鋼板および鋼管の加工性に関する問題を解決するために、従来、様々な工夫がなされてきた。
特に、鋼板の深絞り性については、ランクフォード値（以下ｒ値と記載する。）をその指標とし、結晶方位を制御することによって、その特性を向上させている。
また、鋼管の拡管加工においては、板の圧延方向と垂直な方向に引張応力が発生する。このため、単にｒ値を向上させるのではなく、圧延方向に対して９０°方向のｒ値（ｒ９０）を向上させることも重要である。そして、ｒ値の面内異方性（Δｒ）を可能な限り小さくすることも要求される。
ｒ値を向上させる方法として、冷間圧延工程における圧下率を高める方法が一般的である。しかしながら、耐熱フェライト系ステンレス鋼板の中では、板厚が比較的厚い材料、具体的には、板厚が１〜３ｍｍ程度の鋼板では、製造工程における圧下率が高く付与できない。このため、冷間圧延工程以外の工程で製造条件を制御し、ｒ値を向上させる技術が開示されている。
例えば、特許文献１には、１４〜１９％Ｃｒ、０．５〜２．０％Ｍｏ、０．３〜１．０％Ｎｂを含有するＣｒ含有耐熱鋼板において、板厚中心領域部のＸ線強度比｛１１１｝／（｛１００｝＋｛２１１｝）を２以上に規定した鋼およびその製造方法が開示されている。
上記鋼の製造方法は、熱延板焼鈍条件として、９００〜１０００℃で６０秒保持、または、７５０〜９５０℃で、１〜３０時間保持した後、３００℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以上とした熱処理を施す。この結果、冷間圧延前の組織および析出物を制御して、鋼板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、高ｒ値鋼板を得るものである。
また、特許文献２および３には、９〜３５％Ｃｒ、０．１５〜０．８０％Ｎｂを含有するフェライト系ステンレス鋼板において、析出物のサイズ、量、および板厚１／４深さにおける結晶方位を規定した鋼が開示されている。
上記鋼の製造方法は、工程中に４５０〜７５０℃で、２０ｈ以下の析出処理、または７００〜８５０℃で２５ｈの析出処理を施すものである。
特許文献４には、１４〜２５％のＣｒを含有する鋼に、０．０５〜０．６０％のＮｂ、および０．０５〜０．２０％のＴｉを添加することで、炭窒化物の生成を抑制する。更に熱延組織を制御しつつ、熱延板焼鈍を省略することで、｛１１１｝＜１１２＞および｛４１１｝＜１４８＞方位の結晶粒を発達させ、平均ｒ値およびｒ９０を向上させた鋼およびその製造方法が開示されている。
近年では、排気系部材、特にエキゾーストマニホールドについては、熱効率および軽量化の観点から、その形状が複雑化、多様化している。このため、上述のＮｂを多量に添加した高合金成分の耐熱フェライト系ステンレス鋼板では、通常の加工において、要求される程度の深絞り性および拡管性を有していても、加工時に、割れまたは皺等が発生する場合がある。このため、上記の耐熱フェライト系ステンレス鋼板では、更なる加工性の向上が要求される。
そして、上述したように、Ｎｂを含有させた耐熱フェライト系ステンレス鋼板では、加工性に影響を与える再結晶を促進するために、析出物を粗大化させ、粒界のピン止め作用を低下させる方法が開示されている。また、Ｔｉを含有させ、鋼中の炭素および窒素を固着させる方法についても開示されている（特許文献１〜４参照）。加えて、これらの方法以外にも、昇温速度を高速に制御することにより、析出物が多量に生成する前に再結晶を完了させてしまうという方法が考えられる。しかしながら、これらの方法においては、下記の問題がある。
特許文献１〜３における製造工程においては、熱延板焼鈍または中間焼鈍等の熱処理を行い、析出物を十分に粗大化させることで、Ｎｂを無害化し、再結晶を促進させている。しかし、析出物を粗大化させるほどの長時間の熱処理は、生産性を大きく低下させる。加えて、前述の長時間の熱処理により、結晶方位のランダム化が進んだ鋼板を冷間圧延及び焼鈍することは、鋼板の面内異方性（Δｒ）を大きくしてしまい、鋼板成形時に、割れ等の不具合が生じることがあった。また、Δｒが大きいことから、鋼管加工時の拡管性について、十分な特性が得られない可能性がある。
特許文献４で開示されているＴｉを添加した鋼では、造管ままのパイプに拡管加工を施すような二次加工において割れが生じやすくなり、二次加工性を著しく低下させるため、拡管性について十分な特性が得られない可能性がある。
さらに、高速昇温により、析出物が多量に生成する前に再結晶を完了させる方法では、高速に昇温することで、結晶方位のランダム化を同時に招き、｛１１１｝方位の結晶粒の発達が阻害される。このため、拡管性については、十分な特性を得られない可能性がある。
本発明の目的は、上記の問題点を解決し、加工性、特に、深絞り性だけでなく、拡管性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、その要旨は、下記の排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法にある。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０〜０．０５％未満、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
下記（i）式で算出される平均ランクフォード値（ｒｍ）が１．３以上、下記に示すｒ９０が１．５以上、下記（ii）式で算出されるΔｒが０．２以下であり、かつ、Ｘ線回折による結晶方位強度において、下記（iii）、（iv）、および（v）式を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（i）
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２−ｒ４５ ・・・（ii）
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
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残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
下記（i）式で算出される平均ランクフォード値（ｒｍ）が１．３以上、下記に示すｒ９０が１．５以上、下記（ii）式で算出されるΔｒが０．２以下であり、かつ、Ｘ線回折による結晶方位強度において、下記（iii）、（iv）、および（v）式を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（i）
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２−ｒ４５ ・・・（ii）
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５％超〜０．０５％未満を含有する、（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｔｉ：０．００５％超〜０．０５％未満を含有する、（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．２〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
から選択される１種以上を含有する、（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．２〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
から選択される１種以上を含有する、（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ａｌ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、（１）〜（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、（１）〜（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
（６）（１）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、フェライト系ステンレス鋼管。
（７）（１）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板または（６）に記載のフェライト系ステンレス鋼管を素材とする自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。
（８）鋼板の製造方法であって、
（ａ）（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、鋼板とする工程と、
（ｂ）前記鋼板の焼鈍をせず、酸洗する工程と、
（ｃ）前記鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用いて圧下率６０％以上で冷間圧延する工程と、
（ｄ）前記鋼板を、下記（vi）式を満足する最終焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
前記（ｄ）の工程において、加熱開始温度から下記（vii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの平均加熱速度を１５℃／ｓ以上とし、ＴｓからＴｆまでの平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
８５０＋３００［％Ｎｂ］≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vi）
Ｔｓ（℃）＝７５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vii）
但し、上記式中の［％Ｎｂ］は、鋼板中のＮｂ含有量（質量％）を示す。
（ａ）（１）〜（５）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、鋼板とする工程と、
（ｂ）前記鋼板の焼鈍をせず、酸洗する工程と、
（ｃ）前記鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用いて圧下率６０％以上で冷間圧延する工程と、
（ｄ）前記鋼板を、下記（vi）式を満足する最終焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
前記（ｄ）の工程において、加熱開始温度から下記（vii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの平均加熱速度を１５℃／ｓ以上とし、ＴｓからＴｆまでの平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
８５０＋３００［％Ｎｂ］≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vi）
Ｔｓ（℃）＝７５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vii）
但し、上記式中の［％Ｎｂ］は、鋼板中のＮｂ含有量（質量％）を示す。
（９）前記（ａ）の工程において、スラブの加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、熱間圧延後、鋼板を６００℃以下で巻取る、
（８）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）に記載の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、加工性、特に深絞り性だけでなく、拡管性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管を提供することができる。
上記課題を解決するために、本発明者らは、耐熱フェライト系ステンレス鋼板および鋼管の加工性、特に拡管性に関して、組成、製造過程における組織、結晶方位形成についての詳細な検討を行った。その結果、以下に示す知見を得た。
（ａ）Ｎｂを含有する耐熱フェライト系ステンレス鋼板において、目的とする拡管性を得るためには、平均ｒ値、圧延方向に対して９０°方向のｒ値（ｒ９０）、面内異方性を示すΔｒ値について、適切に制御する必要がある。所定の鋼成分において、拡管性と上記値の関係を調査した所、鋼板の平均ｒ値が１．３以上、ｒ９０が１．５以上、Δｒが０．２以下である場合において、拡管加工の際、顕著なくびれ、しわ、割れ等が発生せず、良好な拡管性の鋼板が得られる。
（ｂ）上述の平均ｒ値、ｒ９０、Δｒ値の鋼板を得るためには、特定の方位の集合組織を発達させる必要がある。
（ｃ）具体的な方位としては、｛１１１｝＜０１１＞方位の集合組織が発達すると、圧延方向に対して、各方向のｒ値が向上する。また、上記の方位に加え、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織が発達すると、ｒ９０の値が向上する。さらに、平均ｒ値およびｒ９０の値の両方のｒ値を制御することで、目的とするΔｒ値とすることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記の通りである。なお、以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記の通りである。なお、以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００１〜０．０２０％
Ｃは、靭性、耐食性および耐酸化性を劣化させる他、母相に固溶したＣは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。このため、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。しかしながら、Ｃの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２％以上であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのが好ましい。
Ｃは、靭性、耐食性および耐酸化性を劣化させる他、母相に固溶したＣは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。このため、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。しかしながら、Ｃの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２％以上であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、脱酸元素である他、耐酸化性と高温強度を向上させる元素である。また、Ｓｉを含有させることで、鋼中の酸素量が低減し、｛１１１｝方位の集合組織が発達しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｓｉの１．５％超の含有により、鋼板が著しく硬質化し、鋼管加工時、曲げ性が劣化する。
Ｓｉは、脱酸元素である他、耐酸化性と高温強度を向上させる元素である。また、Ｓｉを含有させることで、鋼中の酸素量が低減し、｛１１１｝方位の集合組織が発達しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｓｉの１．５％超の含有により、鋼板が著しく硬質化し、鋼管加工時、曲げ性が劣化する。
このため、Ｓｉ含有量は、１．５％以下とする。なお、上記の集合組織を顕著に発達させるためには、Ｓｉ含有量は、０．５％超であるのが好ましく、０．８％以上であるのがより好ましい。そして、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｓｉ含有量は、１．２％以下であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は、１．０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは、高温において、ＭｎＣｒ２Ｏ４またはＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、Ｍｎの０．１％以上の含有により発現するため、Ｍｎ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｍｎを１．５％超含有させると、酸化物量が増加し、異常酸化が生じ易くなる。加えて、Ｍｎが、Ｓと化合物を生成し、目的とする方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｎ含有量は、１．５％以下とする。また、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、１．０％以下であるのが好ましい。更に、鋼管溶接部の酸化物に起因する偏平割れを考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．６％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎは、高温において、ＭｎＣｒ２Ｏ４またはＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、Ｍｎの０．１％以上の含有により発現するため、Ｍｎ含有量は、０．１％以上とする。一方、Ｍｎを１．５％超含有させると、酸化物量が増加し、異常酸化が生じ易くなる。加えて、Ｍｎが、Ｓと化合物を生成し、目的とする方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｎ含有量は、１．５％以下とする。また、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、１．０％以下であるのが好ましい。更に、鋼管溶接部の酸化物に起因する偏平割れを考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．６％以下であるのがより好ましい。
Ｐ：０．０１〜０．０４％
Ｐは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質および靭性の観点から、その含有量は少ないほど良い。また、母相に固溶したＰは、目的とする方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｐ含有量は、０．０４％以下とする。一方で、Ｐの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐酸化性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３％以下であるのが好ましい。
Ｐは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質および靭性の観点から、その含有量は少ないほど良い。また、母相に固溶したＰは、目的とする方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｐ含有量は、０．０４％以下とする。一方で、Ｐの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐酸化性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３％以下であるのが好ましい。
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から、少ないほど良い。特に、Ｓの過度な含有は、ＴｉまたはＭｎと化合物を生成し、鋼管曲げの際に、介在物起点により割れを生じさせる。加えて、これら化合物の存在は、目的とする方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。一方で、Ｓの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。さらに、製造コスト、および耐食性を考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのが好ましい。
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から、少ないほど良い。特に、Ｓの過度な含有は、ＴｉまたはＭｎと化合物を生成し、鋼管曲げの際に、介在物起点により割れを生じさせる。加えて、これら化合物の存在は、目的とする方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。一方で、Ｓの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。さらに、製造コスト、および耐食性を考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのが好ましい。
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％
Ｃｒは、排気部品で最も重要な特性である、高温強度および耐酸化性を確保するため必要な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上とする。一方で、Ｃｒの含有が、２０．０％超であると、靱性が劣化し、製造性が悪くなる他、特に鋼管溶接部の脆性割れ、または曲げ性不良が生じる。加えて、過度の固溶Ｃｒは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以下とする。また、鋼板製造時の熱延板の靭性の観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、１８.０％以下であるのが好ましい。さらに、製造コストの観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、１４．０％未満であるのが好ましい。
Ｃｒは、排気部品で最も重要な特性である、高温強度および耐酸化性を確保するため必要な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上とする。一方で、Ｃｒの含有が、２０．０％超であると、靱性が劣化し、製造性が悪くなる他、特に鋼管溶接部の脆性割れ、または曲げ性不良が生じる。加えて、過度の固溶Ｃｒは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃｒ含有量は、２０．０％以下とする。また、鋼板製造時の熱延板の靭性の観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、１８.０％以下であるのが好ましい。さらに、製造コストの観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、１４．０％未満であるのが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、Ｃと同様に低温靭性、加工性、および耐酸化性を劣化させる。加えて、母相に固溶したＮは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。一方で、Ｎの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コスト、および靭性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
Ｎは、Ｃと同様に低温靭性、加工性、および耐酸化性を劣化させる。加えて、母相に固溶したＮは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。一方で、Ｎの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コスト、および靭性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
Ｎｂ：０．１〜０．８％
Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して炭窒化物を形成し、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値および鋼管の拡管性向上を促進する。また、高温域における固溶強化能、および析出強化能が高いため、高温強度および熱疲労特性を向上させる。これらの効果は、Ｎｂを０．１％以上含有させることにより生じるため、Ｎｂ含有量は０．１％以上とする。
Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して炭窒化物を形成し、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値および鋼管の拡管性向上を促進する。また、高温域における固溶強化能、および析出強化能が高いため、高温強度および熱疲労特性を向上させる。これらの効果は、Ｎｂを０．１％以上含有させることにより生じるため、Ｎｂ含有量は０．１％以上とする。
一方、Ｎｂの０．８％超の含有は、鋼板製造段階における靭性を著しく劣化させる。そして、粗大な、炭窒化物またはＬａｖｅｓ相と呼ばれる金属間化合物を形成させる。その結果、目的とする方位の集合組織の発達を抑制し、ｒ値を低下させる。このため、Ｎｂ含有量は、０．８％以下とする。さらに、溶接部の粒界腐食性、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｎｂ含有量は、０．１５％以上であるのが好ましく、０．５５％以下であるのが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．０５％未満
Ｔｉは、ＣまたはＮと結合して、炭窒化物を形成し、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値を向上させる。このため、必要に応じて、含有させる。しかしながら、Ｔｉの過度な含有により、粒界の炭素が過度に清浄化され、粒界強度が低下する。そして、Ｔｉの０．０５％以上の含有により、二次加工、具体的には、造管加工後の拡管加工において、割れを生じやすくする。このため、Ｔｉ含有量は、０．０５％未満とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００５％超であるのが好ましい。
Ｔｉは、ＣまたはＮと結合して、炭窒化物を形成し、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値を向上させる。このため、必要に応じて、含有させる。しかしながら、Ｔｉの過度な含有により、粒界の炭素が過度に清浄化され、粒界強度が低下する。そして、Ｔｉの０．０５％以上の含有により、二次加工、具体的には、造管加工後の拡管加工において、割れを生じやすくする。このため、Ｔｉ含有量は、０．０５％未満とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００５％超であるのが好ましい。
本発明は、上記各成分の他、必要に応じて以下のＡ群、Ｂ群、Ｃ群の成分の１群または２群以上を含有することが望ましい。なお、Ａ群に分類される元素は、｛１１１｝方位の集合組織に影響を与える元素である。また、Ｂ群に分類される元素は、耐食性、耐酸化性を向上させる元素である。そして、Ｃ群に分類される元素は、高温強度、靭性等を向上させる元素である。
Ａ群
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を向上させ、二次加工性、低温靭性を向上させる元素であり、また中温域の高温強度を向上させる。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｂの０．００５％超の含有により、Ｃｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性、および疲労特性を劣化させる。
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を向上させ、二次加工性、低温靭性を向上させる元素であり、また中温域の高温強度を向上させる。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｂの０．００５％超の含有により、Ｃｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性、および疲労特性を劣化させる。
加えて、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値の低下をもたらす。このため、Ｂ含有量は、０．００５％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、溶接性、および製造性を考慮すると、Ｂ含有量は、０．０００３％以上であるのが好ましく、０．００１％以下であるのが好ましい。
Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、ＣまたはＮと結合して、耐食性および耐熱性を向上する。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｖの１．０％超の含有により、粗大な炭窒化物が生成して靭性が低下し、加えて｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．２％以下であるのが好ましい。
Ｖは、ＣまたはＮと結合して、耐食性および耐熱性を向上する。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｖの１．０％超の含有により、粗大な炭窒化物が生成して靭性が低下し、加えて｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．２％以下であるのが好ましい。
Ｍｏ：０〜３．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する管材等では、隙間腐食を抑制する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が、３．０％を超えると、著しく成形性が劣化し、製造性が悪化する。また、Ｍｏは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。一方で、上記の効果は、Ｍｏの０．２％以上の含有により発現するため、Ｍｏ含有量は、０．２％以上であるのが好ましい。更に、｛１１１｝方位の集合組織を先鋭に発達させること、合金コスト、および生産性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．４％以上であるのが好ましく、２．０％以下であるのが好ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する管材等では、隙間腐食を抑制する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が、３．０％を超えると、著しく成形性が劣化し、製造性が悪化する。また、Ｍｏは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。一方で、上記の効果は、Ｍｏの０．２％以上の含有により発現するため、Ｍｏ含有量は、０．２％以上であるのが好ましい。更に、｛１１１｝方位の集合組織を先鋭に発達させること、合金コスト、および生産性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．４％以上であるのが好ましく、２．０％以下であるのが好ましい。
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、靭性および耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｎｉの２．０％超の含有によりオーステナイト相が生成し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値が低下する他、鋼管曲げ性が著しく劣化する。このため、Ｎｉ含有量は、２．０％以下とする。一方で、Ｎｉの靭性への寄与は、０．１％以上で発現するため、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましく、０．５％以下であるのが好ましい。
Ｎｉは、靭性および耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｎｉの２．０％超の含有によりオーステナイト相が生成し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値が低下する他、鋼管曲げ性が著しく劣化する。このため、Ｎｉ含有量は、２．０％以下とする。一方で、Ｎｉの靭性への寄与は、０．１％以上で発現するため、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましく、０．５％以下であるのが好ましい。
Ｗ：０〜３．０％
Ｗは、高温強度を上げるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｗの過度の含有は、靭性劣化および伸びの低下をもたらす。また、金属間化合物相であるＬａｖｅｓ相の生成が増大し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値を低下させる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下とする。一方で、上記作用は、Ｗの含有量が０．１％から発現するため、Ｗ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、製造コスト、および製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。
Ｗは、高温強度を上げるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｗの過度の含有は、靭性劣化および伸びの低下をもたらす。また、金属間化合物相であるＬａｖｅｓ相の生成が増大し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値を低下させる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下とする。一方で、上記作用は、Ｗの含有量が０．１％から発現するため、Ｗ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、製造コスト、および製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。
Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様、Ｍｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する他、微細に晶出したＭｇ酸化物が核となり、その後の工程において、ＮｂおよびＴｉ系微細析出物の析出を促す。具体的には、熱延工程において、前述の析出物が、微細析出すると、熱延工程および、続く熱延板の焼鈍工程において、再結晶核となる。その結果、非常に微細な再結晶組織が得られる。この再結晶組織は、{１１１}方位の集合組織の発達に寄与するとともに、靭性向上にも寄与する。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様、Ｍｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する他、微細に晶出したＭｇ酸化物が核となり、その後の工程において、ＮｂおよびＴｉ系微細析出物の析出を促す。具体的には、熱延工程において、前述の析出物が、微細析出すると、熱延工程および、続く熱延板の焼鈍工程において、再結晶核となる。その結果、非常に微細な再結晶組織が得られる。この再結晶組織は、{１１１}方位の集合組織の発達に寄与するとともに、靭性向上にも寄与する。
しかしながら、Ｍｇの過度な含有は、耐酸化性の劣化、および溶接性の低下などをもたらす。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。一方で、上記作用は、Ｍｇ含有量が、０．０００２％以上から発現するため、Ｍｇ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は、０．０００３％以上であるのが好ましく、０．００２０％以下であるのが好ましい。
Ｂ群
Ａｌ：０〜０．５％
Ａｌは、脱酸元素として使用される場合がある他、高温強度、および耐酸化性を向上させるため、必要に応じて含有させる。また、ＴｉＮおよびＬａｖｅｓ相の析出サイトとなり、析出物の微細析出に寄与し、低温靭性を向上させる。しかしながら、Ａｌの０．５％超の含有は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらす。また、粗大なＡｌ酸化物形成により、低温靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。一方で、上記作用は、Ａｌの０．００３％以上の含有から発現するため、Ａｌ含有量は、０．００３％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以下であるのが好ましい。
Ａｌ：０〜０．５％
Ａｌは、脱酸元素として使用される場合がある他、高温強度、および耐酸化性を向上させるため、必要に応じて含有させる。また、ＴｉＮおよびＬａｖｅｓ相の析出サイトとなり、析出物の微細析出に寄与し、低温靭性を向上させる。しかしながら、Ａｌの０．５％超の含有は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらす。また、粗大なＡｌ酸化物形成により、低温靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。一方で、上記作用は、Ａｌの０．００３％以上の含有から発現するため、Ａｌ含有量は、０．００３％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以下であるのが好ましい。
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、母相に固溶しているＣｕの析出、所謂、ε−Ｃｕの析出によって、中温域での高温強度を向上させる元素である。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、鋼板の硬質化による靭性低下、延性低下をもたらす。このため、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。一方で、上記効果は、Ｃｕの０．１％以上の含有により発現することから、Ｃｕ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、耐酸化性、および製造性を考慮すると、Ｃｕ含有量は、０．１％以上であるのが好ましく、１．５％未満であるのが好ましい。
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、母相に固溶しているＣｕの析出、所謂、ε−Ｃｕの析出によって、中温域での高温強度を向上させる元素である。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、鋼板の硬質化による靭性低下、延性低下をもたらす。このため、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。一方で、上記効果は、Ｃｕの０．１％以上の含有により発現することから、Ｃｕ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。さらに、耐酸化性、および製造性を考慮すると、Ｃｕ含有量は、０．１％以上であるのが好ましく、１．５％未満であるのが好ましい。
Ｚｒ：０〜０．３０％
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｚｒの０．３０％超の含有は、靭性および酸洗性などの製造性を著しく劣化させる。また、Ｚｒと、炭素および窒素との化合物を粗大化させる。その結果、熱延焼鈍時の鋼板組織を粗粒化させ、ｒ値を低下させる。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。一方で、上記作用は、Ｚｒの０．０５％以上の含有により発現するため、Ｚｒ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｚｒの０．３０％超の含有は、靭性および酸洗性などの製造性を著しく劣化させる。また、Ｚｒと、炭素および窒素との化合物を粗大化させる。その結果、熱延焼鈍時の鋼板組織を粗粒化させ、ｒ値を低下させる。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。一方で、上記作用は、Ｚｒの０．０５％以上の含有により発現するため、Ｚｒ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．０５％
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物を微細化し、靭性および耐酸化性を向上させる。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．０５％を超えると、鋳造性が著しく低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とする。一方で、前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００３％以上であることがより好ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物を微細化し、靭性および耐酸化性を向上させる。このため、必要に応じて含有させる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．０５％を超えると、鋳造性が著しく低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とする。一方で、前記効果を得るために、ＲＥＭ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００３％以上であることがより好ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
ＲＥＭ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。これらは単独で用いてもよいし、混合物として用いてもよい。
Ｃ群
Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｓｂ：０〜０．５０％
ＳｎおよびＳｂは、粒界に偏析して高温強度を上げるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｓｎは、０．５０％超の含有により、偏析が生じて、鋼管溶接部の低温靭性が低下させる。このため、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方で、上記作用は、Ｓｎの０．０１％以上の含有により発現するため、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。同様に、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とし、０．３０％以下であるのが好ましい。また、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｓｎ：０〜０．５０％
Ｓｂ：０〜０．５０％
ＳｎおよびＳｂは、粒界に偏析して高温強度を上げるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｓｎは、０．５０％超の含有により、偏析が生じて、鋼管溶接部の低温靭性が低下させる。このため、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方で、上記作用は、Ｓｎの０．０１％以上の含有により発現するため、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。同様に、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とし、０．３０％以下であるのが好ましい。また、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｃｏ：０〜０．５０％
Ｃｏは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、過度な含有は、靭性および加工性を劣化させる。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方で、上記作用を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。
Ｃｏは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、過度な含有は、靭性および加工性を劣化させる。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方で、上記作用を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。さらに、製造コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。
Ｃａ：０〜０．００３０％
Ｃａは、脱硫元素として有効な元素であるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００３０％を超えると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性を劣化させる。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
Ｃａは、脱硫元素として有効な元素であるため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００３０％を超えると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性を劣化させる。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
Ｔａ：０〜０．１０％
Ｔａは、ＣおよびＮと結合して靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｔａの含有量が、０．１０％を超えると、製造コストが増加する他、製造性を著しく低下させる。このため、Ｔａの含有量は、０．１０％以下とする。一方で、前記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａの含有量は、０．０２％以上であることがより好ましく、０．０８％以下であるのが好ましい。
Ｔａは、ＣおよびＮと結合して靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させる。しかしながら、Ｔａの含有量が、０．１０％を超えると、製造コストが増加する他、製造性を著しく低下させる。このため、Ｔａの含有量は、０．１０％以下とする。一方で、前記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａの含有量は、０．０２％以上であることがより好ましく、０．０８％以下であるのが好ましい。
Ｇａ：０〜０．１％
Ｇａは、耐食性向上および水素脆化抑制のため、必要に応じて含有させる。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。一方、上記作用を得るために、硫化物および水素化物の生成を鑑み、Ｇａ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。なお、製造コストおよび製造性、ならびに、延性および靭性の観点から、Ｇａ含有量は、０．０００５％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
Ｇａは、耐食性向上および水素脆化抑制のため、必要に応じて含有させる。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。一方、上記作用を得るために、硫化物および水素化物の生成を鑑み、Ｇａ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。なお、製造コストおよび製造性、ならびに、延性および靭性の観点から、Ｇａ含有量は、０．０００５％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
本発明において不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．ｒ値および結晶方位強度
２−１．拡管性と平均ｒ値（ｒｍ）、ｒ９０、およびΔｒとの関係性
本発明においては、拡管性と、平均ｒ値（ｒｍ）、ｒ９０、およびΔｒとのについての関係を、以下に記載の通り規定する。具体的には、後述する試験によりその関係性を求めた。
２−１．拡管性と平均ｒ値（ｒｍ）、ｒ９０、およびΔｒとの関係性
本発明においては、拡管性と、平均ｒ値（ｒｍ）、ｒ９０、およびΔｒとのについての関係を、以下に記載の通り規定する。具体的には、後述する試験によりその関係性を求めた。
図１は、拡管加工結果と、鋼管素材のｒ値（平均ｒ値（ｒｍ）、ｒ９０）との関係を示した図である。拡管性については、φ４２．７×１．０ｍｍ厚の電縫溶接管を製造した後、φ６４．１ｍｍに拡管加工して、割れなどの異常が無かった場合を合格（○）、顕著なくびれ、しわ、割れの少なくとも１つ以上が発生した場合を不合格（×）とした。
また、鋼板のｒ値については、ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２００８に従い、下記手法により実施し、試験片を圧延方向に対して平行、４５°方向、および９０°方向のｒ値を求めた後に、平均ｒ値を算出した。
ここで、ｒ値とは、以下の方法により算出される。具体的には、冷延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から採取し、１４．４％歪みを付与した後に、下記（ａ）式に各値を代入し、算出される。また、（i）式を用いて、平均ｒ値（ｒｍ）が算出される。同様に（ii）式を用いて面内異方性（Δｒ）が算出される。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（ｔ０／ｔ） ・・・（ａ）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
Ｗ０：引張前の板幅
Ｗ：引張後の板幅
ｔ０：引張前の板厚
ｔ：引張後の板厚
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
Ｗ０：引張前の板幅
Ｗ：引張後の板幅
ｔ０：引張前の板厚
ｔ：引張後の板厚
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（i）
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２−ｒ４５ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２−ｒ４５ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
なお、図１中のプロットはいずれの鋼板もΔｒは０．２以下である。鋼板内の異方性が大きく、Δｒが０．２以上の場合は、くびれ、しわ、割れの少なくとも１つ以上が生じ、拡管性について不適格であった。
したがって、平均ｒ値（ｒｍ）が１．３以上、ｒ９０値が１．５以上、かつΔｒが０．２以下である場合には、上述の拡管条件で問題なく加工できる。
２−２．ｒ値と結晶方位強度との関係性
次に、図２を用いて、板厚中心部、および板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度と鋼板の平均ｒ値（ｒｍ）との関係を説明する。図２は、素材の板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度の合計（図中で「Ａ＋Ｂ」と記載。）と、平均ｒ値（ｒｍ）との関係を示した図である。
次に、図２を用いて、板厚中心部、および板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度と鋼板の平均ｒ値（ｒｍ）との関係を説明する。図２は、素材の板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度の合計（図中で「Ａ＋Ｂ」と記載。）と、平均ｒ値（ｒｍ）との関係を示した図である。
なお、集合組織の測定は、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域および１／４部（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域および板厚１／４部を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。
また、本発明においては、集合組織を評価する際に、一般的に測定される板厚中心部の結晶方位強度だけでなく、板厚１／４部における結晶方位強度についても測定を行なっている。これは、再結晶組織の形成に影響を与える剪断変形は鋼板の冷間圧延の際に板厚表面から板厚１／４部において特に生じやすいことから、その影響を調査するためである。
図２より、厚さ方向の歪に比べて、板幅方向の歪が大きい滑り変形をする結晶方位である｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度が増加すると、板厚減少が抑制される。その結果、平均ｒ値（ｒｍ）が向上する。このため、板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度の和を６．０以上とすることで、平均ｒ値（ｒｍ）を１．３以上とすることができる。
次に、図３を用いて、板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度と、鋼板のｒ９０との関係を説明する。図３は、素材の板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度、および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の合計（図中で、「Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ」と記載。）とｒ９０との関係を示した図である。
ところで、ｒ９０の値を向上させるためには、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度、および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の値を向上させることが有効である。これは、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度が増加することで、圧延方向に対して各方向のｒ値が向上するためである。また、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位は、圧延方向に対して９０°方向における引張変形時の板厚減少を抑制する方位である。そして、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度が増加することで、ｒ９０値が向上する。したがって、板厚中心部と板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度のそれぞれの和を、２３．０以上とすることで、ｒ９０を１．５以上とすることができる。
次に、図４を用いて、板厚中心部と板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度と、鋼板のΔｒとの関係を説明する。図４は、素材の板厚中心部と板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の合計（図中で「Ｘ＋Ｙ」と記載。）と、鋼板のΔｒとの関係を示した図である。
ここで、拡管性については、φ４２．７×１．０ｍｍ厚の電縫溶接鋼管を製造した後、φ６４．１ｍｍに拡管加工した。その際に、割れなどの異常が無かった場合を合格（○）、顕著なくびれ、しわ、割れの少なくとも１つ以上が発生した場合を不合格（×）とした。図４より、素材の板厚中心部と板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和が１７．０以上の時、Δｒが０．２以下となり、本拡管条件で問題なく加工できることが判明した。
以上より、下記の（iii）〜（v）式を満足することで、目的とする拡管性が得ることが出来る。
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
なお、但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
以上を踏まえ、本発明では、素材の板厚中心部および板厚１／４部における、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度の合計を６．０以上（（iii）式）、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の合計を１７．０以上（（iv）式）、これらを合計して２３．０以上（（v）式）とする。この結果、鋼板の平均ｒ値（ｒｍ）を１．３以上、ｒ９０値を１．５以上、Δｒを０．２以下とすることができる。
３．製造方法
次に、製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、例えば、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍の工程を含む。製鋼においては、前記必須元素、および必要に応じて含有される選択元素を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。続いて、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。スラブは後述する温度にて加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
次に、製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、例えば、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍の工程を含む。製鋼においては、前記必須元素、および必要に応じて含有される選択元素を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。続いて、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。スラブは後述する温度にて加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
３−１．熱間圧延工程
鋳造されたスラブは、１１００〜１２５０℃で加熱するのが好ましい。これは、スラブの加熱温度を１１００℃未満とすると、Ｎｂが完全に固溶せず、析出物が生成し、後の工程に悪影響を及ぼすためである。一方、スラブの加熱温度を１２５０℃超とすると、スラブが、自重で高温変形するスラブ垂れが生じるため好ましくない。更に、生産性および表面疵を考慮すると、スラブの加熱温度は、１１５０〜１２００℃であるのが好ましい。なお、本発明においては、スラブの加熱温度と熱間圧延開始温度は同義である。
鋳造されたスラブは、１１００〜１２５０℃で加熱するのが好ましい。これは、スラブの加熱温度を１１００℃未満とすると、Ｎｂが完全に固溶せず、析出物が生成し、後の工程に悪影響を及ぼすためである。一方、スラブの加熱温度を１２５０℃超とすると、スラブが、自重で高温変形するスラブ垂れが生じるため好ましくない。更に、生産性および表面疵を考慮すると、スラブの加熱温度は、１１５０〜１２００℃であるのが好ましい。なお、本発明においては、スラブの加熱温度と熱間圧延開始温度は同義である。
スラブ加熱後、熱間圧延工程では、複数パスの粗圧延が施され、複数スタンドからなる仕上圧延が一方向に施され、コイル状に巻き取られる。本発明では、巻取温度を６００℃以下とするのが好ましく、５００℃以下とするのがより好ましい。これは、Ｎｂ系析出物が最も生成し易い温度域での巻き取りを避けることによって、巻取時における析出物の生成を抑制し、加えて、｛１１１｝方位の集合組織を発達させることが可能になるためである。なお、本発明においては、巻取温度が熱間圧延終了温度と同義である。
そして、後述する冷延板の焼鈍工程において、析出物が生成するより早く目標温度まで昇温することが重要となる。
３−２．酸洗工程
本発明では、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る一般的な製造方法とは異なっている。一般的に、熱延板焼鈍を施すと、析出物制御が容易ではあるが、特に、ｒ９０を向上させる｛３２２｝＜２３６＞結晶方位が、後の冷間圧延工程において発達しない。
本発明では、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常、熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る一般的な製造方法とは異なっている。一般的に、熱延板焼鈍を施すと、析出物制御が容易ではあるが、特に、ｒ９０を向上させる｛３２２｝＜２３６＞結晶方位が、後の冷間圧延工程において発達しない。
ところで、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位は、α−ｆｉｂｅｒ（｛０１１｝／／ＲＤ（｛１００｝〜｛１１１｝＜０１１＞））と呼ばれる集合組織が発達した鋼板を焼鈍すると、より強く発達する。このα−ｆｉｂｅｒは、フェライト系ステンレス鋼板においては、熱間圧延および冷間圧延によって発達する。しかしながら、熱延板焼鈍を行うと熱間圧延時に発達したα−ｆｉｂｅｒが、冷間圧延前に一旦消失し、結晶方位のランダム化が進行してしまう。このため、本発明においては熱延板焼鈍を実施しない。
３−３．冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、直径が、４００ｍｍ以上のロールを用いて６０％以上の圧下率で冷間圧延するのが好ましい。ここで、ロール径を４００ｍｍ以上とすることで、冷間圧延時の剪断歪を抑制できる。また、剪断歪により導入される剪断変形は、ランダム方位粒の核生成サイトとなるため、抑制する必要がある。その結果、続く焼鈍工程において、ｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の結晶粒の生成を促進させる。
冷間圧延工程においては、直径が、４００ｍｍ以上のロールを用いて６０％以上の圧下率で冷間圧延するのが好ましい。ここで、ロール径を４００ｍｍ以上とすることで、冷間圧延時の剪断歪を抑制できる。また、剪断歪により導入される剪断変形は、ランダム方位粒の核生成サイトとなるため、抑制する必要がある。その結果、続く焼鈍工程において、ｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の結晶粒の生成を促進させる。
また、圧下率が高くなると、再結晶の駆動力となる蓄積エネルギーが増大する。その結果、｛１１１｝結晶方位が優先核生成しやすくなり、また選択成長しやすくなる。このため、冷間圧延の圧下率は、６０％以上であるのが好ましい。また、冷間圧延の圧下率は、７０％以上であるのがより好ましい。
３−４．冷間圧延後の焼鈍工程
冷間圧延後の最終焼鈍については、再結晶挙動に基づいた厳密な焼鈍温度および昇温速度の制御が必要となる。本発明においては、再結晶開始温度をＴｓとしたとき、昇温開始からＴｓまでの平均加熱速度が１５℃／ｓ以上であるのが好ましく、２０℃／ｓ以上であるのがより好ましい。なお、本発明では、平均加熱速度を、昇温開始温度から目標とする温度に到達するまでの時間を制御することで、上記の好ましい値の範囲内に制御している。
冷間圧延後の最終焼鈍については、再結晶挙動に基づいた厳密な焼鈍温度および昇温速度の制御が必要となる。本発明においては、再結晶開始温度をＴｓとしたとき、昇温開始からＴｓまでの平均加熱速度が１５℃／ｓ以上であるのが好ましく、２０℃／ｓ以上であるのがより好ましい。なお、本発明では、平均加熱速度を、昇温開始温度から目標とする温度に到達するまでの時間を制御することで、上記の好ましい値の範囲内に制御している。
再結晶粒のうち、｛１１１｝方位の結晶粒は、他の方位の結晶粒より比較的、再結晶の初期に生じやすい。また、｛１１１｝方位の結晶粒は、焼鈍中に粒成長し、他の方位の結晶粒を蚕食することによって発達する。この際、析出物が生成し、再結晶の遅延が生じると、初期の｛１１１｝方位の結晶粒の再結晶が阻害され、その結果、結晶方位がランダム化してしまう。このため、本発明においては、焼鈍時の平均加熱速度を上記の範囲に規定する。
一方で、｛１１１｝の再結晶が開始する前に、他の方位の結晶粒が再結晶する温度まで昇温してしまうと、｛１１１｝方位の集合組織の発達が抑制され、加工性が低下してしまう。そのため、析出物が生成する前に、再結晶開始温度Ｔｓに到達させ、その後、｛１１１｝方位の結晶粒を成長させるために、ゆっくりと再結晶を進行させる必要がある。本発明では、再結晶開始温度Ｔｓから最終焼鈍温度Ｔｆまでの平均加熱速度が１０℃／ｓ以下であるのが好ましく、５℃／ｓ以下であるのがより好ましい。
なお、再結晶開始温度Ｔｓおよび最終焼鈍温度ＴｆはＮｂ添加による再結晶の遅延を考慮に入れた以下（vi）式および（vii）式で求められる。
８５０＋３００［％Ｎｂ］≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vi）
Ｔｓ（℃）＝７５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vii）
なお、［％Ｎｂ］は、Ｎｂの質量％を示す。
８５０＋３００［％Ｎｂ］≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vi）
Ｔｓ（℃）＝７５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vii）
なお、［％Ｎｂ］は、Ｎｂの質量％を示す。
この｛１１１｝方位の結晶粒のうち、代表的なものとしては、｛１１１｝＜１１２＞と｛１１１｝＜０１１＞が挙げられる。このうち｛１１１｝＜０１１＞となる再結晶粒は、本来発達させにくい方位であるが、以下に述べる昇温速度制御により、特に板厚１／２〜１／４部において、核生成しやすくなる。これにより、再結晶開始とともに｛１１１｝＜０１１＞結晶方位粒が、より多く核生成する。前述の結晶粒が、更に焼鈍完了まで粒成長することで、｛１１１｝＜０１１＞集合組織が強く発達する。
また、板厚表層〜１／４部においては、圧延により剪断変形が多量に導入され、｛１１１｝＜０１１＞集合組織が発達しにくいが、板厚中心部に近づくにつれて、剪断変形の影響が少なくなり、核生成がより多く生じる。
そして、上述した直径４００ｍｍ以上の大径ロール圧延により板厚１／４部において通常より剪断変形の導入が抑制される。この結果、剪断変形によるランダム方位粒の生成が抑制される。更に、早期の｛１１１｝＜０１１＞方位の結晶粒の核生成の効果が組み合わさり、通常の製造方法（小径ロール圧延かつ熱処理制御無し）と比較して、｛１１１｝＜０１１＞方位の再結晶集合組織が強く発達する。このため、上述の（iii）式を満たした結晶方位を持つ高加工性鋼板が得られる。
さらに、上述の熱延板焼鈍を省略することと組み合わせることで、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織と、｛１１１｝＜０１１＞方位の集合組織が同時に発達する。その結果、上述の（iv）式および（v）式を満足した、平均ｒ値（ｒｍ）が１．３以上、ｒ９０値が１．５以上、Δｒが０．２以下となる加工性、特に拡管性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
３−５．その他製造条件
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また、冷間圧延においては、圧下率、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すれば良い。焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍を実施してもよい。また、大気中で焼鈍を実施してもよい。更に、焼鈍後に、調質圧延または形状矯正のためのテンションレベラー工程を実施してもよく、また通板しても構わない。そして、上記鋼板をロール成形し、高周波溶接で溶接し、電縫鋼管とする。
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また、冷間圧延においては、圧下率、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すれば良い。焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍を実施してもよい。また、大気中で焼鈍を実施してもよい。更に、焼鈍後に、調質圧延または形状矯正のためのテンションレベラー工程を実施してもよく、また通板しても構わない。そして、上記鋼板をロール成形し、高周波溶接で溶接し、電縫鋼管とする。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブ加熱温度を１１５０℃、巻取温度を５００℃の条件で、熱間圧延して３．８ｍｍ厚の熱延板とした。その後、酸洗した熱延板を、直径４００ｍｍのロールを用いて、１．５ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗を施した。
表２に示す温度において、冷延板焼鈍を実施した。このようにして、得られた冷延焼鈍板に対して、ｒ値測定ならびに結晶方位強度測定を行った。また、これら鋼板を素材として電縫溶接鋼管（φ４２．７ｍｍ）を製造し、拡管性の調査を行った。
ｒ値については、ＪＩＳ Ｚ ２２５４：２００８に従い、上述の手法により実施し、圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から試験片を採取し、ｒ値を求めた後に平均ｒ値を算出した。具体的には、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片採取し、圧延方向に対して平行、４５°方向、９０°方向に１４．４％歪みを付与した後、所定の方法で、上記値を算出した。
結晶方位強度測定については、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域および１／４部（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域および板厚１／４部を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。
拡管性については、φ４２．７ｍｍ、１．０ｍｍ厚の電縫溶接鋼管を製造した後、φ６４．１ｍｍに拡管加工して、割れなどの異常が無かった場合をＡ、若干のくびれ、またはしわが生じた場合をＢ、顕著なくびれまたはしわが発生した場合をＣ、割れが生じた場合をＤとした。なお、本発明範囲における合格はＡおよびＢとした。
これらの評価結果を、まとめて表２に示す。
表２に示した実施例の製造方法は、上述した通り、いずれも本発明の好適な範囲の製造方法を用いている。そして、本発明で規定する化学組成を有する鋼（表１の鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２５）を用いた発明例Ｂ１〜Ｂ２５は、成分含有量が、本発明から外れる鋼（表１の鋼Ｎｏ．ａ１〜ａ９）を用いた比較例ｂ１〜ｂ９に比べて、板厚中心および板厚１／４部の結晶方位が（iii）〜（v）式を満足し、加工性に優れている。この加工性に優れた鋼板より製造した鋼管の拡管性評価結果は、いずれもＢ以上となり、加工性に優れた鋼管が得られた。
表３に、表１に記載した鋼種について、表３に示す製造条件において製造した場合の特性を示す。
なお、拡管性については、上記実施例１と同様にφ４２．７ｍｍ、１．０ｍｍ厚の電縫溶接鋼管を製造した後、φ６４．１ｍｍに拡管加工した。その際、割れなどの異常が無かった場合をＡ、若干のくびれ、又はしわが生じた場合をＢ、顕著なくびれ、又はしわが発生した場合をＣ、割れが生じた場合をＤとした。なお、本発明範囲における合格はＡおよびＢとした。また、その他、表中に記載していない製造条件においては、実施例１と同様とする。
表３に示す本発明例Ｃ１〜Ｃ６は、いずれも成分含有量および製造方法が本発明範囲内であり、鋼板の品質、鋼管の品質ともに良好な結果が得られた。それに対して、本発明で規定される好ましい製造条件から外れる比較例ｃ１〜ｃ５の場合、鋼板の結晶方位強度の和が本発明の規定範囲外となり、十分なｒ値が得られなかった。このため、鋼管の拡管加工時に顕著なしわやくびれ、割れが生じた。
表４に、表１に記載した鋼種について、表４に示す製造条件において製造した場合の特性を示す。
なお、拡管性については、上記実施例１と同様にφ４２．７ｍｍ、１．０ｍｍ厚の電縫溶接鋼管を製造した後、φ６４．１ｍｍに拡管加工した。その際、割れなどの異常が無かった場合をＡ、若干のくびれやしわが生じた場合をＢ、顕著なくびれやしわが発生した場合をＣ、割れが生じた場合をＤとした。なお、本発明範囲における合格はＡおよびＢとした。また、その他、表中に記載していない製造条件においては、実施例１と同様とする。
表４に示す本発明例のうちＤ１〜Ｄ３は、規定される製造条件のうち、本発明で規定する好適な製造条件の範囲から外れ、範囲から外れ、若干のくびれやしわが見られるものの、加工性は本発明範囲を満たす。それに対して本発明のうちＤ４〜Ｄ５は成分含有量およびスラブ加熱温度が好ましい範囲内であり、鋼板の品質、鋼管の品質ともに良好な結果が得られた。
Claims (10)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．３５〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０〜０．０５％未満、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
下記（i）式で算出される平均ランクフォード値（ｒｍ）が１．３以上、下記に示すｒ９０が１．５以上、下記（ii）式で算出されるΔｒが０．２以下であり、かつ、Ｘ線回折による結晶方位強度において、下記（iii）、（iv）、および（v）式を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ ・・・（i）
Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２−ｒ４５ ・・・（ii）
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ０：圧延方向のｒ値
ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｓｉ：０．５０％超１．５％以下を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５％超０．０５％未満を含有する、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｖ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．２〜３．０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｗ：０．１〜３．０％、および
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、
から選択される１種以上を含有する、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鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｔａ：０．０１〜０．１０％、および
Ｇａ：０．０００２〜０．１％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１〜５のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた、フェライト系ステンレス鋼管。
- 請求項１〜６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板または請求項７に記載のフェライト系ステンレス鋼管を素材とする自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．５％、
Ｐ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．１〜０．８％、
Ｔｉ：０〜０．０５％未満、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｓｎ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
下記（i）式で算出される平均ランクフォード値（ｒ ｍ ）が１．３以上、下記に示すｒ ９０ が１．５以上、下記（ii）式で算出されるΔｒが０．２以下であり、かつ、Ｘ線回折による結晶方位強度において、下記（iii）、（iv）、および（v）式を満足する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
（ａ）前記化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、鋼板とする工程と、
（ｂ）前記鋼板を、焼鈍せず、酸洗する工程と、
（ｃ）前記鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用いて圧下率６０％以上で冷間圧延する工程と、
（ｄ）前記鋼板を、下記（vi）式を満足する最終焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
前記（ｄ）の工程において、加熱開始温度から下記（vii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの平均加熱速度を１５℃／ｓ以上とし、ＴｓからＴｆまでの平均加熱速度を１０℃／ｓ以下とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ｒ ｍ ＝（ｒ ０ ＋２ｒ ４５ ＋ｒ ９０ ）／４ ・・・（i）
Δｒ＝（ｒ ０ ＋ｒ ９０ ）／２−ｒ ４５ ・・・（ii）
Ａ＋Ｂ≧６．０ ・・・（iii）
Ｘ＋Ｙ≧１７．０ ・・・（iv）
Ａ＋Ｂ＋Ｘ＋Ｙ≧２３．０ ・・・（v）
８５０＋３００［％Ｎｂ］≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vi）
Ｔｓ（℃）＝７５０＋３００［％Ｎｂ］ ・・・（vii）
但し、上記式中の［％Ｎｂ］は、鋼板中のＮｂ含有量（質量％）を示し、上記式中の各記号は以下により定義される。
ｒ ０ ：圧延方向のｒ値
ｒ ４５ ：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
ｒ ９０ ：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度
Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度 - 前記（ａ）の工程において、スラブの加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、熱間圧延後、鋼板を６００℃以下で巻取る、
請求項９に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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