WO2010110466A1 - 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 - Google Patents

耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板 Download PDF

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WO2010110466A1
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濱田純一
神野憲博
高橋明彦
井上宜治
寺岡慎一
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • F01N13/16—Selection of particular materials

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel plate excellent in heat resistance, particularly suitable for use in exhaust system members that require high-temperature strength and oxidation resistance.
  • Exhaust system members such as an exhaust manifold, a front pipe, and a center pipe of an automobile pass high-temperature exhaust gas discharged from the engine. Therefore, various materials such as oxidation resistance, high temperature strength, and thermal fatigue characteristics are required for the material constituting the exhaust system member.
  • cast iron is generally used as an automobile exhaust member, but an exhaust manifold made of stainless steel is used from the viewpoints of strengthening exhaust gas regulations, improving engine performance, and reducing the weight of the vehicle body. It became so.
  • the exhaust gas temperature varies depending on the vehicle type and engine structure, it is usually about 600 to 800 ° C., and a material having high high-temperature strength and oxidation resistance in an environment used for a long time in such a temperature range is desired.
  • austenitic stainless steel is excellent in heat resistance and workability.
  • austenitic stainless steel has a large coefficient of thermal expansion, thermal fatigue failure tends to occur when applied to a member that repeatedly receives heating and cooling, such as an exhaust manifold.
  • ferritic stainless steel has a smaller thermal expansion coefficient than austenitic stainless steel, it is excellent in thermal fatigue characteristics and scale peel resistance. Since it does not contain Ni, the material cost is lower than that of austenitic stainless steel, and it is used for general purposes.
  • Ferritic stainless steel has lower high-temperature strength than austenitic stainless steel. Therefore, techniques for improving the high temperature strength have been developed.
  • SUS430J1 Nb-added steel
  • Nb-Si-added steel Nb-Si-added steel
  • SUS444 Nb-Mo-added steel
  • These increase the high-temperature strength by solid solution strengthening with Nb or precipitation strengthening.
  • Nb the recrystallization temperature of the stainless steel increases, and therefore it is necessary to increase the annealing temperature when manufacturing the steel sheet.
  • stainless steel is hardened by the addition of Nb, it is necessary to perform hot-rolled sheet annealing after hot rolling to soften and then cold-roll. Due to the Nb precipitates precipitated in the hot rolling process, the toughness may decrease, and cracks and breaks may occur in the manufacturing process.
  • Nb-added steel In Nb-added steel, the product plate tends to harden and the elongation tends to decrease. Furthermore, the r value that is an index of deep drawability is low. This is because the presence of solid solution Nb and precipitated Nb suppresses the hardening at normal temperature and the development of the recrystallized texture. Therefore, the pressability at the time of molding the exhaust part is reduced, and the degree of freedom in shape is reduced. As described above, Nb-added steel is inferior in productivity, manufacturability and workability of the steel sheet. Since Nb has a high alloy cost, the addition of Nb increases the manufacturing cost. Furthermore, since Mo added to SUS444 has a high alloy cost, the cost of parts significantly increases.
  • Patent Document 1 discloses a Cu addition of 0.5% or less for improving low temperature toughness. This is not Cu addition from the viewpoint of heat resistance.
  • Patent Document 2 discloses a technique using an effect of enhancing the corrosion resistance and weather resistance of steel. This is not Cu addition from the viewpoint of heat resistance.
  • Patent Documents 3 to 6 disclose techniques for improving high-temperature strength in a temperature range of 600 ° C. or 700 to 800 ° C.
  • the conventional technique for improving the high-temperature strength by adding Cu utilizes Cu precipitates.
  • Cu precipitates When Cu precipitates are exposed to a high temperature for a long time, coarsening occurs rapidly due to the aggregation and coalescence of the precipitates, so that the precipitation strengthening ability is remarkably lowered.
  • the engine is subjected to a thermal cycle that accompanies starting and stopping of an engine, such as an exhaust manifold, there is a risk that thermal fatigue damage will occur due to a significant decrease in high-temperature strength due to prolonged use.
  • Patent Document 6 discloses a technique for precipitating fine Cu by adding Nb—Cu—B composite.
  • complex precipitation with the Laves phase cannot be avoided even with this method.
  • Mo since a trace amount of Mo is added, workability is inferior and the cost is high.
  • Patent Documents 7 to 9 disclose ferritic stainless steels having excellent high temperature characteristics. These are all added with B for improving workability, and are not added from the viewpoint of heat resistance.
  • JP 2006-37176 A Japanese Patent No. 3446667 International Publication WO2003 / 004714 Japanese Patent No. 3468156 Japanese Patent No. 3397167 JP 2008-240143 A JP-A-9-279312 JP 2000-169943 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-204590
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel excellent in heat resistance and workability, which is used in a thermal environment in which the maximum exhaust gas temperature is 600 to 800 ° C., at low cost.
  • An object of the present invention is to improve the high temperature characteristics of a ferritic stainless steel sheet by finely dispersing Cu precipitates by adding Cu in a steel component to which Nb is not added. Then, the present inventors paid attention to utilizing precipitate refinement by adding Ti—Cu—B composite. The present inventors investigated in detail about the intensity
  • the present inventors have obtained the effect of precipitation strengthening by precipitating fine Cu precipitates alone, and in order to suppress the coarsening of Cu precipitates, Using a fine precipitation technique in which composite precipitation does not occur, it has become possible to provide a ferritic stainless steel sheet that is inexpensive and exhibits heat resistance.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the hot-rolled sheet After hot rolling the ferritic stainless steel having the component composition of (1) or (2) to form a hot-rolled sheet, the hot-rolled sheet is subjected to pickling by omitting hot-rolled sheet annealing. Then, a method for producing a ferritic stainless steel sheet excellent in heat resistance and workability, characterized in that it is cold-rolled with a rolling roll having a diameter of 400 mm or more and then subjected to final annealing.
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent high temperature strength and workability can be obtained without adding a large amount of Nb.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention is particularly effective for environmental measures and cost reduction of parts by applying it to exhaust system members such as automobiles.
  • FIG. 1 is a diagram showing 0.2% proof stress in a high temperature tensile test of the steel of the present invention and a comparative steel.
  • the reasons for limiting the component composition of the ferritic stainless steel sheet of the present invention will be described.
  • Those without a lower limit are included in the scope of the present invention up to the inevitable impurity level.
  • C degrades formability and corrosion resistance and causes a decrease in high temperature strength, so the smaller the content, the better. Therefore, the C content is 0.02% or less, and more preferably 0.009% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly specified, but excessive reduction leads to an increase in refining costs, so 0.001% or more is preferable.
  • N like C, deteriorates moldability and corrosion resistance and causes a decrease in high-temperature strength, so the smaller the content, the better.
  • the N content is 0.02% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly specified, but excessive reduction leads to an increase in refining costs, so it is preferable to be 0.003% or more.
  • Si is an element useful as a deoxidizer and an element that improves high-temperature strength and oxidation resistance.
  • the high-temperature strength up to about 800 ° C. increases with an increase in the amount of Si.
  • the Si content is preferably 0.1% or more. Since excessive addition of Si reduces room temperature ductility, the upper limit of the Si content is 2%. Considering oxidation resistance, 0.2 to 1.0% is preferable.
  • Mn is an element added as a deoxidizer and contributes to an increase in high-temperature strength in the middle temperature range of about 600 to 800 ° C.
  • a Mn-based oxide is formed on the surface layer during long-time use, contributing to improvement of scale adhesion and suppression of abnormal oxidation. If the content of Mn exceeds 2%, the ductility at normal temperature is lowered, and further, MnS is formed and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is 2%.
  • the Mn content is preferably 0.1 to 1.0%.
  • Cr is an essential element in order to ensure oxidation resistance and corrosion resistance. If the Cr content is less than 10%, the effect cannot be obtained.
  • the Cr content exceeds 20%, workability and toughness are deteriorated. Therefore, the Cr content is 10 to 20%. Considering manufacturability and high temperature ductility, 10 to 18% is preferable.
  • Cu is an element effective for improving the high temperature strength, particularly in the middle temperature range of about 600 to 800 ° C. This is due to precipitation strengthening due to the formation of Cu precipitates in the middle temperature range.
  • FIG. 1 shows 0.2% proof stress in a high-temperature tensile test of steels of the present invention (steel A, steel B, steel C) and comparative steels (SUH409L, Nb—Si steel).
  • the component composition of Steel A is 0.005% C-0.007% N-0.41% Si-0.45% Mn-10.5% Cr-1.25% Cu-0.15% Ti-0. 0009% B.
  • the component composition of Steel B is 0.006% C-0.009% N-0.88% Si-0.31% Mn-13.9% Cr-1.42% Cu-0.11% Ti-0. .0005% B.
  • the component composition of Steel C is 0.004% C-0.011% N-0.11% Si-0.13% Mn-17.5% Cr-1.36% Cu-0.19% Ti-0. 0004% B.
  • the comparative steel is steel that is used for general purposes.
  • the component composition of SUH409L is 0.005% C-0.007% N-0.35% Si-0.50% Mn-10.5% Cr-0.15% Ti.
  • the component composition of Nb-Si steel is 0.006% C-0.009% N-0.90% Si-0.35% Mn-13.8% Cr-0.45% Nb.
  • a tensile test was performed in the rolling direction in accordance with JISG0567, and a 0.2% yield strength was measured. From the test results, it can be seen that Steel A, Steel B, and Steel C have higher high-temperature strength than SUH409L and Nb-Si steel in any temperature range, although Nb is not added.
  • the steel of the present invention has high strength in a temperature range of about 600 ° C., and is particularly effective when used in an environment where the exhaust gas temperature is low.
  • the steel of the present invention can be applied.
  • the required characteristic of the high temperature strength is that the 600 ° C. proof stress is 150 MPa or higher and the 800 ° C. proof stress is 30 MPa or higher.
  • the high temperature strength is increased by precipitation strengthening due to the formation of Cu precipitates.
  • the Cu content needs to be 0.4% or more.
  • coarsening of Cu precipitates due to composite precipitation with the Laves phase is suppressed, and fine Cu precipitates are generated by combined addition with Ti and B.
  • the Cu content exceeds 3%, the normal temperature ductility and oxidation resistance deteriorate. Moreover, the ear crack in a hot rolling process becomes remarkable and manufacturability worsens. Therefore, the upper limit of the Cu content is 3%. In consideration of manufacturability, scale adhesion, weldability, and the like, the Cu content is preferably 0.5 to 2.5%.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, room temperature ductility, and deep drawability.
  • addition of an appropriate amount brings about uniform precipitation of Cu precipitates and improves high temperature strength and thermal fatigue characteristics.
  • the Ti content is 0.01% or more.
  • the content of Ti exceeds 0.5%, the amount of solid solution Ti is increased and the room temperature ductility is lowered, and a coarse Ti-based precipitate is formed, which becomes a starting point of cracking during hole expansion processing, Press workability deteriorates. Furthermore, the oxidation resistance deteriorates. Therefore, the Ti content is 0.5% or less.
  • the Ti content is preferably 0.05 to 0.3%.
  • B is an element that improves the secondary workability during product press working.
  • Cu precipitates are finely precipitated and combined with Ti—Cu to improve high temperature strength.
  • B tends to form (Fe, Cr) 23 (C, B) 6 or Cr 2 B in a high temperature range.
  • these precipitates do not precipitate, and have an effect of finely depositing Cu precipitates.
  • Cu precipitates are usually precipitated very finely at the initial stage of precipitation, and the effect of improving the strength is large, but they are coarsened by aging heat treatment, and the strength decrease after aging is large.
  • the addition of B suppresses the coarsening of Cu precipitates and increases the strength stability during use.
  • the mechanism of the effect of suppressing the refinement and coarsening of Cu precipitates due to the addition of B is not clear, but B segregates at the grain boundaries, thereby suppressing the grain boundary precipitation and coarsening of the Cu precipitates. It is assumed that Cu is finely precipitated.
  • the B content is set to 0.0002% or more. If the B content exceeds 0.0030%, the steel becomes hard, intergranular corrosion resistance and oxidation resistance deteriorate, and further, weld cracks are likely to occur. Therefore, the B content is 0.0002 to 0.0030%. In consideration of corrosion resistance and manufacturing cost, 0.0003 to 0.0015% is preferable.
  • Nb, Mo, Al, V, and Zr may be added as necessary.
  • Nb may be added as necessary to improve the high temperature strength and thermal fatigue characteristics. If the Nb content is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained.
  • the upper limit of the Nb content is 0.3%. From the viewpoint of productivity and manufacturability, the Nb content is preferably 0.01 to 0.2%.
  • Mo is an element that further improves high-temperature strength and thermal fatigue characteristics.
  • the Mo content is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained.
  • Mo is added, a Laves phase is generated, the effect of precipitation strengthening due to Cu precipitation is suppressed, and the room temperature ductility is lowered. Therefore, the Mo content is 0.3% or less.
  • a more preferable Mo content is 0.01% or more and 0.2% or less.
  • Nb and Mo are added simultaneously, workability may be reduced. Therefore, the total content of Nb and Mo is preferably less than 0.2%.
  • Al is an element added as necessary as a deoxidizing element and in order to improve oxidation resistance. Further, it is useful as a solid solution strengthening element for improving the strength at 600 to 700 ° C. In order to obtain this effect stably, the Al content is preferably 0.01% or more.
  • the upper limit of the Al content is 2.5%.
  • the Al content is preferably 0.01 to 2.0%.
  • V forms a fine carbonitride and contributes to the improvement of the high temperature strength by the precipitation strengthening action, so is an element added as necessary.
  • the V content is preferably 0.01% or more. If the V content exceeds 1%, the precipitates become coarse, the high-temperature strength decreases, and the thermal fatigue life decreases. Therefore, the upper limit of the V content is 1%.
  • the V content is preferably 0.08 to 0.5%.
  • Zr is a carbonitride-forming element and contributes to improvement of high-temperature strength and oxidation resistance due to an increase in the amount of solute Ti and Nb. In order to obtain this effect stably, the Zr content is preferably 0.2% or more. When the content of Zr exceeds 1%, the productivity is significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the Zr content is 1%. In consideration of cost and surface quality, 0.2 to 0.6% is desirable. Sn is an element having a large atomic radius and effective for solid solution strengthening, and does not greatly deteriorate the mechanical properties at room temperature. Therefore, Sn is an element added as necessary.
  • the Sn content is preferably set to 0.1% or more. If the Sn content exceeds 1%, the manufacturability and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the upper limit of the Sn content is 1%. Considering oxidation resistance and the like, the Sn content is preferably 0.2 to 0.5%.
  • Nb and Mo were not added or contained at a low concentration, and high temperature strength was ensured. As a result, improvement in room temperature elongation was realized.
  • the manufacturing process of the steel plate of the present invention includes steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling, annealing and pickling.
  • a method in which steel containing the above-mentioned essential components and components added as necessary is melted in a converter and subsequently subjected to secondary refining is preferable.
  • the molten steel is made into a slab by a known casting method such as continuous casting.
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • Cold rolling of stainless steel sheets is usually reverse-rolled with a Sendzimir mill with a roll diameter of about 60 to 100 mm, or unidirectionally rolled with a tandem mill with a roll diameter of 400 mm or more. In either case, rolling is performed in multiple passes.
  • the present invention in order to increase the r value that is an index of workability, it is preferable to perform cold rolling with a tandem rolling mill having a roll diameter of 400 mm or more.
  • the roll diameter is 100 mm or less, a large amount of shear strain is introduced in the vicinity of the surface layer during cold rolling, and ⁇ 111> and ⁇ 554> crystal orientation development is suppressed during recrystallization annealing, making it difficult to improve the r value.
  • the crystal orientation By cold rolling with a large-diameter roll, the crystal orientation remarkably develops due to the suppression of shear strain, contributing to the improvement of the r value.
  • Tandem rolling is unidirectional rolling, and has fewer rolling passes than Sendzimir rolling, so that productivity is also excellent.
  • the rolling reduction in the cold rolling process is preferably 30% or more.
  • hot-rolled sheet annealing usually performed in the manufacture of ferritic stainless steel sheets may be performed, it is preferable not to perform hot-rolled sheet annealing from the viewpoint of improving productivity. Since normal Nb-added steel has a hard hot-rolled plate, it is annealed before cold rolling. However, since the steel of the present invention does not contain Nb or is added in a small amount, annealing of the hot-rolled sheet can be omitted, and as a result, the manufacturing cost can be reduced.
  • the texture after cold rolling / annealing develops, and the press formability is improved by improving the r value and reducing the anisotropy.
  • the manufacturing method in other steps is not particularly specified. What is necessary is just to select hot-rolling conditions, hot-rolled sheet thickness, cold-rolled sheet annealing temperature, atmosphere, etc. suitably. You may give temper rolling and a tension leveler after cold rolling and annealing. Further, the product plate thickness may be selected according to the required member thickness. Since the steel of the present invention does not contain Nb or has a low Nb content, the annealing temperature after cold rolling can be as low as 850 to 970 ° C. Thereby, compared with the case where an annealing temperature exceeds 970 degreeC, a high temperature proof stress improves.
  • the annealing temperature of the cold rolled sheet was set to 1000 to 1050 ° C. No. in the table. Nos. 1 to 17 and 37 are steels of the present invention, No. 18 to 36 are comparative steels. No. of comparative steel. 18 is SUH409L, No. 18; 19 and 20 are steels that have been used as Nb-Si added steel. From the product plate thus obtained, a high-temperature tensile test piece was collected, subjected to a tensile test at 600 ° C.
  • W 0 is the plate width before tension
  • W is the plate width after tension
  • t 0 the plate thickness before tension
  • t the plate thickness after tension.
  • Average r value (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4 (2)
  • r 0 is the r value in the rolling direction
  • r 45 is the r value in the rolling direction and the 45 ° direction
  • r 90 is the r value in the direction perpendicular to the rolling direction. If the average r value is 1.3 or more, it becomes possible to process a complex part. Therefore, it is preferable to have an average r value of 1.3 or more.
  • the underline of the component composition in Tables 1 and 2 means outside the scope of the present invention. An underline of the quality evaluation result means that the test was failed. From Tables 1 and 2, no.
  • Steels having a component composition specified in the present invention of 1 to 17 have a high temperature proof stress at 600 ° C. and 800 ° C. higher than that of the comparative example when manufactured by the above-described ordinary method, and abnormal oxidation at 900 ° C. No oxidation and excellent oxidation resistance. No. It can be seen that the steels 1 to 17 have a high ductility at break of 35% or more in mechanical properties at room temperature, and are excellent in workability as compared with the comparative steel. No. of comparative steel. 18, 19, and 20 are existing steels, but the high-temperature strength is lower than the required value. Comparative steel No. added with excessive Nb. 19 and 20 also have a low r value. No.
  • 21 and 22 have C and N exceeding the upper limit, respectively, and are inferior in high temperature strength, oxidation resistance, and workability.
  • No. 23 Si is excessively added and the processability is poor.
  • No. 24 Mn is excessively added, which is inferior in oxidation resistance and workability.
  • No. 25 has a low Cr content, so that the high-temperature strength is low and the oxidation resistance is inferior.
  • No. 26 has a low 0.2% proof stress at 600 ° C. and 800 ° C. because the amount of Cu is small.
  • No. No. 27 is inferior in oxidation resistance and workability because the Ti amount exceeds the upper limit.
  • the present invention it is possible to provide a stainless steel plate excellent in high temperature characteristics and workability without adding a large amount of expensive alloy elements such as Nb and Mo.
  • a stainless steel plate excellent in high temperature characteristics and workability without adding a large amount of expensive alloy elements such as Nb and Mo.
  • social contributions such as environmental measures by reducing component costs and weight are much greater.

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Abstract

　耐熱性と加工性に優れた安価なフェライト系ステンレス鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０～２０％、Ｃｕ：０．４～３％、Ｔｉ：０．０１～０．５％、Ｂ：０．０００２～０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。

Description

耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
　本発明は、特に、高温強度や耐酸化性が必要な排気系部材などの使用に最適な、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関する。
　自動車の排気マニホールド、フロントパイプ、及びセンターパイプなどの排気系部材は、エンジンから排出される高温の排気ガスを通す。そのため、排気系部材を構成する材料には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性など多様な特性が要求される。
　従来、自動車排気部材には、鋳鉄が使用されるのが一般的であったが、排ガス規制の強化、エンジン性能の向上、車体軽量化などの観点から、ステンレス鋼製の排気マニホールドが使用されるようになった。
　排ガス温度は車種やエンジン構造によって異なるが、通常は６００~８００℃程度であり、このような温度域で長時間使用される環境において高い高温強度、耐酸化性を有する材料が要望されている。
　ステンレス鋼の中で、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐熱性や加工性に優れている。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は、熱膨張係数が大きいので、排気マニホールドのように加熱、冷却を繰り返し受ける部材に適用した場合、熱疲労破壊が生じやすい。
　フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張係数が小さいので、熱疲労特性や耐スケール剥離性に優れている。Ｎｉを含有しないので、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて材料コストも安く、汎用的に使用されている。
　フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて、高温強度が低い。そのため、高温強度を向上させる技術が開発されてきた。例えば、ＳＵＳ４３０Ｊ１（Ｎｂ添加鋼）、Ｎｂ−Ｓｉ添加鋼、ＳＵＳ４４４（Ｎｂ−Ｍｏ添加鋼）があり、いずれもＮｂが添加されている。これらは、Ｎｂによる固溶強化、又は析出強化によって高温強度を高くするものである。
　Ｎｂを添加すると、ステンレス鋼の再結晶温度が高くなるので、鋼板を製造する際に、焼鈍温度を高くする必要がある。
　ステンレス鋼は、Ｎｂ添加により硬質化するため、熱延後に熱延板焼鈍を施して、軟質化した後に冷延する必要がある。
　熱延工程で析出するＮｂ析出物に起因して靭性が低下し、製造工程で割れや破断が生じる場合がある。
　Ｎｂ添加鋼では、製品板が硬質化しやすく、伸びが低下しやすい。さらに、及び深絞り性の指標となるｒ値が低い。これは、固溶Ｎｂや析出Ｎｂの存在により、常温における硬質化や再結晶集合組織の発達が抑制されるからである。そのため、排気部品を成形する際のプレス性が低下し、形状自由度が小さくなる。
　以上のように、Ｎｂ添加鋼は、鋼板の生産性、製造性及び加工性が劣る。Ｎｂは合金コストが高いため、Ｎｂ添加により製造コストも上昇する。
　さらに、ＳＵＳ４４４に添加されているＭｏは合金コストが高いため、部品コストが著しく上昇する。
　Ｎｂ以外の添加元素によって高温強度を高くできれば、Ｎｂ添加量を抑えることができるので、低コストで加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能になる。
　Ｎｂ及びＭｏ以外の高温強度向上に寄与する添加元素として、Ｃｕがある。
　特許文献１には、低温靭性向上のために０．５％以下のＣｕ添加が開示されている。これは、耐熱性の観点からのＣｕ添加ではない。
　特許文献２には、鋼の耐食性及び耐候性を高める作用を利用した技術が開示されている。これは、耐熱性の観点からのＣｕ添加ではない。
　特許文献３~６には、Ｃｕ析出物による析出硬化を利用して、６００℃又は７００~８００℃の温度域における高温強度を向上させる技術が開示されている。しかし、これらはいずれもＮｂとの複合添加であり、製造性及び加工性が劣り、かつ、高コストである。
　Ｃｕ添加による高温強度向上についての従来技術は、Ｃｕ析出物を利用したものである。Ｃｕ析出物は、長時間高温に曝された場合、析出物の凝集・合体により粗大化が急速に生じるので、析出強化能が著しく低下する。
　排気マニホールドのように、エンジンの起動、停止に伴う熱サイクルを受ける場合は、長時間の使用によって著しく高温強度が低下し、熱疲労破壊を起こす危険性がある。
　特に、Ｎｂを多量に添加した成分組成の場合、高温加熱時に、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれる粗大な析出物（Ｆｅ２Ｎｂ）と母相との界面にＣｕ析出物が析出するので、Ｃｕ析出物による析出強化の効果が得られない。
　特許文献６には、Ｎｂ−Ｃｕ−Ｂ複合添加により微細なＣｕを析出させる技術が開示されている。しかし、この方法でもＬａｖｅｓ相との複合析出は回避できない。また、微量のＭｏを添加するので、加工性が劣り、かつ、高コストとなる。
　以上のように、高温強度を向上させるためにＣｕを析出させた例はあるが、従来技術では、Ｃｕを微細析出させるには至っておらず、加工性やコストの観点からも不十分なものであった。
　また、Ｂを含有した鋼として、特許文献７~９には、高温特性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。これらは、いずれも加工性改善のためにＢを添加したものであり、耐熱性の観点からの添加ではない。
特開２００６−３７１７６号公報 特許第３４４６６６７号公報 国際公開ＷＯ２００３／００４７１４号公報 特許第３４６８１５６号公報 特許第３３９７１６７号公報 特開２００８−２４０１４３号公報 特開平９−２７９３１２号公報 特開２０００−１６９９４３号公報 特開平１０−２０４５９０号公報
　本発明は、特に、排気ガスの最高温度が６００~８００℃となる熱環境下で使用される、耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼を、安価に提供することを目的とする。
　本発明では、Ｎｂを無添加とする鋼成分において、Ｃｕ添加によってＣｕ析出物を微細分散させることにより、フェライト系ステンレス鋼板の高温特性を向上させることを目的とする。
　そこで、本発明者らは、Ｔｉ−Ｃｕ−Ｂ複合添加により析出物微細化を活用することに着目した。
　本発明者らは、Ｎｂを添加しない（又は少量添加した）鋼の、５００℃~８００℃程度における強度及び常温延性について、詳細に調査し、以下の知見を得た。
　Ｃｕ添加鋼の場合、５００℃~８００℃程度の範囲では、Ｃｕ析出物が多量に析出するので、高温強度を向上させるためには析出物の形態を制御する方法が有効である。
　具体的には、ＴｉとＣｕを複合添加し、さらにＢを添加することでＣｕ析出物が均一に微細析出し、析出強化を活用するとともに、時効熱処理による強度低下を抑えることが可能となる。これは、排気部材のように、繰り返し熱サイクルを受け、長期に使用される部品の耐久安定性に有効である。
　Ｎｂ添加鋼にＣｕを添加した場合も、Ｃｕ析出物が析出して強化に作用するが、同時にＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの析出物（Ｆｅ２Ｎｂ）が生成する。Ｍｏ添加鋼においても同様にＦｅとＭｏの析出物（Ｆｅ２Ｍｏ）が生成する。
　この場合、粗大なＬａｖｅｓ相と母相との界面にＣｕが複合析出するため微細析出にならない。また、温度条件によっては、時間の経過とともに急激にＣｕ析出物が粗大化する。
　このような析出形態の場合は、析出強化の効果が低下するので十分な高温強度は得られず、耐久性が低くなる。
　本発明者らは、上記の知見に基づき、微細なＣｕ析出物を単独で析出させることで析出強化の効果を得、かつ、Ｃｕ析出物の粗大化を抑制するために、Ｌａｖｅｓ相とＣｕの複合析出が生じない微細析出技術を用いて、安価で耐熱性能を発揮するフェライト系ステンレス鋼板を提供することを可能とした。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ　：０．０２％以下、
　Ｎ　：０．０２％以下、
　Ｓｉ：２％以下、
　Ｍｎ：２％以下、
　Ｃｒ：１０~２０％、
　Ｃｕ：０．４~３％、
　Ｔｉ：０．０１~０．５％、
　Ｂ　：０．０００２~０．００３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（２）さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０．０１~０．３％、
　Ｍｏ：０．０１~０．３％、
　Ａｌ：２．５％以下、
　Ｖ　：１％以下、
　Ｚｒ：１％以下、
　Ｓｎ：１％以下
の１種以上を含有することを特徴とする前記（１）の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（３）前記（１）又は（２）の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を熱延し、熱延板とした後、該熱延板に、熱延板焼鈍を省略して酸洗を施し、その後、直径４００ｍｍ以上の圧延ロールで冷延し、次いで、最終焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と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。
　本発明によれば、多量にＮｂを添加しなくても、高温強度と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、特に自動車などの排気系部材に適用することにより、環境対策や部品の低コスト化などに大きな効果が得られる。
　図１は、本発明鋼と比較鋼の高温引張試験における０．２％耐力を示す図である。
　以下、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の、成分組成の限定理由を説明する。下限の規定がないものは、不可避的不純物レベルまで、本発明の範囲に含まれる。
　Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすので、その含有量は少ないほど良い。そのため、Ｃの含有量は、０．０２％以下とし、０．００９％以下がより好ましい。Ｃの含有量の下限は、特に規定しないが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるので、０．００１％以上とするのが好ましい。
　Ｎは、Ｃと同様、成形性と耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすので、その含有量は少ないほど良い。そのため、Ｎの含有量は０．０２％以下とし、０．０１５％以下がより好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に規定しないが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるので、０．００３％以上とするのが好ましい。
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるとともに、高温強度と耐酸化性を改善する元素である。８００℃程度までの高温強度は、Ｓｉ量の増加とともに向上する。その効果を得るためには、Ｓｉの含有量を０．１％以上とするのが好ましい。Ｓｉの過度な添加は常温延性を低下させるので、Ｓｉの含有量の上限は２％とする。耐酸化性を考慮すると、０．２~１．０％が好ましい。
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、６００~８００℃程度の中温度域での高温強度上昇に寄与する。また、長時間使用中にＭｎ系酸化物を表層に形成し、スケール密着性の向上や異常酸化の抑制に寄与する。Ｍｎの含有量が２％を超えると、常温延性が低下し、さらに、ＭｎＳを形成して耐食性が低下するので、Ｍｎの含有量の上限は２％とする。高温延性やスケール密着性を考慮すると、Ｍｎの含有量は０．１~１．０％が望ましい。
　Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性を確保するために、必須の元素である。Ｃｒの含有量が１０％未満では、その効果は得られない。Ｃｒの含有量が２０％を超えると、加工性の低下や靭性の劣化をもたらす。そのため、Ｃｒの含有量は、１０~２０％とする。製造性や高温延性を考慮すると、１０~１８％が好ましい。
　Ｃｕは、特に６００~８００℃程度の中温度域における、高温強度の向上に有効な元素である。これは、中温度域における、Ｃｕ析出物の生成による析出強化によるものである。
　図１に、本発明の鋼（鋼Ａ、鋼Ｂ、鋼Ｃ）と比較鋼（ＳＵＨ４０９Ｌ、Ｎｂ−Ｓｉ鋼）の高温引張試験における０．２％耐力を示す。
　鋼Ａの成分組成は、０．００５％Ｃ−０．００７％Ｎ−０．４１％Ｓｉ−０．４５％Ｍｎ−１０．５％Ｃｒ−１．２５％Ｃｕ−０．１５％Ｔｉ−０．０００９％Ｂである。
　鋼Ｂの成分組成は、０．００６％Ｃ−０．００９％Ｎ−０．８８％Ｓｉ−０．３１％Ｍｎ−１３．９％Ｃｒ−１．４２％Ｃｕ−０．１１％Ｔｉ−０．０００５％Ｂである。
　鋼Ｃの成分組成は、０．００４％Ｃ−０．０１１％Ｎ−０．１１％Ｓｉ−０．１３％Ｍｎ−１７．５％Ｃｒ−１．３６％Ｃｕ−０．１９％Ｔｉ−０．０００４％Ｂである。
　比較鋼は、汎用的に使用されている鋼である。
　ＳＵＨ４０９Ｌの成分組成は、０．００５％Ｃ−０．００７％Ｎ−０．３５％Ｓｉ−０．５０％Ｍｎ−１０．５％Ｃｒ−０．１５％Ｔｉである。
　Ｎｂ−Ｓｉ鋼の成分組成は、０．００６％Ｃ−０．００９％Ｎ−０．９０％Ｓｉ−０．３５％Ｍｎ−１３．８％Ｃｒ−０．４５％Ｎｂである。
　高温引張試験は、ＪＩＳＧ０５６７に準拠して、圧延方向に引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した。
　試験の結果から、鋼Ａ、鋼Ｂ及び鋼Ｃは、Ｎｂが無添加であるにも関わらず、いずれの温度域においても、ＳＵＨ４０９ＬやＮｂ−Ｓｉ鋼よりも高温強度が高いことがわかる。
　本発明の鋼は、６００℃程度の温度域では高強度であり、排気ガス温度が低い環境で使用される場合には特に有効である。６００℃未満の環境においても、本発明の鋼は適用可能である。
　本発明では、汎用的に使用されているＮｂ−Ｓｉ鋼の高温耐力を考慮し、６００℃耐力が１５０ＭＰａ以上、かつ、８００℃耐力が３０ＭＰａ以上であることを高温強度の要求特性とした。
　以上のように高温強度が高くなるのは、Ｃｕ析出物が生成することによる析出強化によるものである。
　この効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．４％以上とする必要がある。
　本発明では、Ｌａｖｅｓ相との複合析出によるＣｕ析出物の粗大化が抑制され、ＴｉやＢとの複合添加によって、微細なＣｕ析出物が生じる。
　Ｃｕの含有量が３％超えると、常温延性及び耐酸化性が悪化する。また、熱延工程での耳割れが顕著になり、製造性が悪くなる。そのため、Ｃｕの含有量の上限は、３％とする。製造性、スケール密着性、及び溶接性などを考慮すると、Ｃｕの含有量は、０．５~２．５％が好ましい。
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性、及び深絞り性を向上させる元素である。また、Ｃｕとの複合添加において、適量添加することにより、Ｃｕ析出物の均一析出をもたらし、高温強度及び熱疲労特性を向上させる。
　この作用は、結晶粒内のＴｉのクラスター、又はＴｉ系の微細な析出物がＣｕ析出物の生成サイトになり、Ｃｕが粒界に粗大に生成することを抑制するためと推察される。
　さらに、Ｔｉを添加すると、冷間圧延後の再結晶焼鈍時に再結晶集合組織が発達しやすくなるので、ｒ値が向上し、プレス成形性が格段に向上する。
　これらの効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．０１％以上とする。Ｔｉの含有量が０．５％を超えると、固溶Ｔｉ量が増加して常温延性が低下し、また、粗大なＴｉ系析出物が形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になり、プレス加工性が劣化する。さらに、耐酸化性が劣化する。そのため、Ｔｉの含有量は、０．５％以下とする。表面疵の発生や靭性を考慮すると、Ｔｉの含有量は、０．０５~０．３％が望ましい。
　Ｂは、製品のプレス加工時の２次加工性を向上させる元素である。本発明では、Ｔｉ−Ｃｕと複合添加することで、Ｃｕ析出物が微細析出し、高温強度が向上する。
　一般的に、Ｂは、高温域で（Ｆｅ，Ｃｒ）２３（Ｃ，Ｂ）６やＣｒ２Ｂを形成しやすい。しかし、Ｔｉ−Ｃｕ複合添加鋼においては、これらの析出物は析出せず、Ｃｕ析出物を微細析出させる効果があることが判明した。
　Ｃｕ析出物は、通常、析出初期において、極めて微細に析出し、強度向上の効果が大きいが、時効熱処理により粗大化し、時効後の強度低下が大きい。しかし、Ｂを添加することによりＣｕ析出物の粗大化が抑制され、使用時の強度安定性が高くなる。
　Ｂの添加によるＣｕ析出物の微細化及び粗大化抑制の効果の機構は明確ではないが、Ｂが粒界偏析することにより、Ｃｕ析出物の粒界析出及び粗大化を抑制し、粒内にＣｕを微細析出させると推察される。
　これらの効果を得るために、Ｂの含有量は０．０００２％以上とする。Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、鋼が硬質化し、粒界腐食性及び耐酸化性が劣化し、さらに、溶接割れが生じやすくなる。そのため、Ｂの含有量は、０．０００２~０．００３０％とする。耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００３~０．００１５％が好ましい。
　以上の元素に加えて、必要に応じて、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｚｒを添加してもよい。
　Ｎｂは、高温強度や熱疲労特性を向上させるために、必要に応じて添加すればよい。Ｎｂの含有量が０．０１％未満では、添加の効果が得られない。Ｎｂを添加すると、Ｌａｖｅｓ相の生成が生じて、Ｃｕ析出による析出強化の効果を抑制させるので、多量の添加は好ましくない。また、加工性を阻害し、常温の破断伸びが悪化する。したがって、Ｎｂの含有量の上限は、０．３％とする。生産性や製造性の観点からは、Ｎｂの含有量が、０．０１~０．２％が望ましい。
　Ｍｏは、高温強度や熱疲労特性をさらに向上させる元素である。Ｍｏの含有量が０．０１％未満では、添加の効果が得られない。Ｍｏを添加すると、Ｌａｖｅｓ相の生成が生じて、Ｃｕ析出による析出強化の効果を抑制させ、また、常温延性が低下するので、多量の添加は好ましくない。そのため、Ｍｏの含有量は０．３％以下とする。さらに好ましいＭｏの含有量は、０．０１％以上０．２％以下である。
　ＮｂとＭｏを同時に添加する場合は、加工性が低下することがある。そのため、ＮｂとＭｏの含有量の合計は、０．２％未満とするのが好ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として、また、耐酸化性を向上させるため、必要に応じて添加する元素である。さらに、固溶強化元素として６００~７００℃の強度向上に有用である。この効果を安定して得るためには、Ａｌの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ａｌを過度に添加すると、鋼が硬質化して、均一伸びが著しく低下し、さらに、靭性が著しく低下する。そのため、Ａｌの含有量の上限は２．５％とする。表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、Ａｌの含有量は、０．０１~２．０％が望ましい。
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化作用により高温強度の向上に寄与するので、必要に応じて添加する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖの含有量が１％を超えると、析出物が粗大化して高温強度が低下し、熱疲労寿命は低下する。そのため、Ｖの含有量の上限を１％とする。製造コストや製造性を考慮すると、Ｖの含有量は０．０８~０．５％が望ましい。
　Ｚｒは、炭窒化物形成元素であり、固溶Ｔｉ、Ｎｂ量の増加による高温強度向上、耐酸化性の向上に寄与する。この効果を安定して得るためには、Ｚｒの含有量を０．２％以上とすることが好ましい。Ｚｒの含有量が１％を超えると、製造性の劣化が著しい。そのため、Ｚｒの含有量の上限は、１％とする。コストや表面品位を考慮すると、０．２~０．６％が望ましい。
　Ｓｎは、原子半径が大きく固溶強化に有効な元素であり、常温の機械的特性を大きく劣化させないので、必要に応じて添加する元素である。この効果を安定して得るためには、Ｓｎの含有量を０．１％以上とすることが好ましい。Ｓｎの含有量が１％を超えると、製造性や溶接性が著しく劣化する。そのため、Ｓｎの含有量の上限は、１％とする。耐酸化性等を考慮すると、Ｓｎの含有量は、０．２~０．５％が望ましい。
　本発明の鋼は、Ｎｂ及びＭｏを、無添加又は低濃度含有とし、かつ、高温強度を確保した。その結果、常温伸びの向上が実現できた。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造工程は、製鋼、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍・酸洗の各工程からなる。
　製鋼においては、上記の必須成分及び必要に応じて添加される成分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。溶製した溶鋼は、連続鋳造等の公知の鋳造方法によってスラブとする。
　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。ステンレス鋼板の冷間圧延は、通常、ロール径が６０~１００ｍｍ程度のゼンジミア圧延機でリバース圧延されるか、又は、ロール径が４００ｍｍ以上のタンデム式圧延機で一方向圧延される。いずれの場合も、複数パスで圧延される。
　本発明では、加工性の指標であるｒ値を高くするために、ロール径が４００ｍｍ以上のタンデム式圧延機で冷間圧延を施す方が好ましい。ロール径が１００ｍｍ以下の場合、冷間圧延時に表層近傍にせん断歪みが多く導入され、再結晶焼鈍時に、＜１１１＞や＜５５４＞結晶方位発達が抑制され、ｒ値の向上が困難となる。大径ロールで冷間圧延することによって、せん断歪みの抑制によって、上記結晶方位が顕著に発達し、ｒ値向上に寄与する。
　タンデム式圧延は一方向圧延であり、ゼンジミア圧延に比べて圧延パス数が少ないので、生産性も優れる。冷間圧延工程における圧下率が低いと、焼鈍後に再結晶組織が得られなかったり、過度に粗粒化して機械的性質を劣化させるので、冷間圧延工程の圧下率は３０％以上が好ましい。
　フェライト系ステンレス鋼板の製造において通常実施される熱延板焼鈍を施してもよいが、生産性向上の観点からは、熱延板の焼鈍は施さない方が好ましい。
　通常のＮｂ添加鋼は熱延板が硬質であるので、冷延する前に焼鈍が施される。しかし、本発明鋼はＮｂを添加しないか、少量添加なので、熱延板の焼鈍を省略することが可能となり、その結果、製造コストを低減できる。さらに、熱延板の焼鈍を省略することにより、冷延・焼鈍後の集合組織が発達し、ｒ値向上や異方性低減によりプレス成形性が向上する。
　他の工程の製造方法については、特に規定しない。熱延条件、熱延板厚、冷延板焼鈍温度、雰囲気などは適宜選択すればよい。冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。さらに、製品板厚についても、要求部材厚に応じて選択すればよい。
　本発明の鋼は、Ｎｂ無添加又はＮｂ含有量が低いので、冷間圧延後の焼鈍温度を、８５０~９７０℃と低い温度とすることができる。これにより、焼鈍温度が９７０℃を超える場合と比較して、高温耐力が向上する。
　表１、２に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して５ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを焼鈍せずに酸洗し、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。
　冷間圧延においては、大径ロール（直径４５０ｍｍ）を有する圧延機で一方向の多パス圧延を行い、比較として小径ロール（直径１００ｍｍ）を有する圧延機でリバース式の多パス圧延を行った。
　冷延板の焼鈍温度は、結晶粒度番号を６~８程度にするために、８５０~９７０℃とした。Ｎｂ含有量が本発明の上限を超える比較例については、冷延板の焼鈍温度を１０００~１０５０℃とした。
　表中のＮｏ．１~１７、３７は本発明鋼、Ｎｏ．１８~３６は比較鋼である。比較鋼のＮｏ．１８はＳＵＨ４０９Ｌ、Ｎｏ．１９、２０はＮｂ−Ｓｉ添加鋼として使用実績がある鋼である。
　このようにして得られた製品板から、高温引張試験片を採取し、６００℃及び８００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳＧ０５６７に準拠）。引張試験は、６００℃耐力が１５０ＭＰａ以上、８００℃耐力が３０ＭＰａ以上を合格とした。
　また、耐酸化性の試験として、大気中９００℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化の発生有無を評価した（ＪＩＳＺ２２８１に準拠）。試験の結果、異常酸化がないものを合格とした。
　常温の加工性として、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製して圧延方向と平行方向の引張試験を行い、破断伸びを測定した。常温での破断伸びは３５％以上あれば、複雑な部品への加工が可能となるので、破断伸び３５％以上を合格とした。
　平均ｒ値は、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（１）式及び（２）式を用いて算出した。
　ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（ｔ０／ｔ）　　　　（１）
　ここで、Ｗ０は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ０は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
　平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４　　　（２）
　ここで、ｒ０は圧延方向のｒ値、ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値である。平均ｒ値が１．３以上あれば、複雑な部品への加工が可能となるので、平均ｒ値１．３以上を有することが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表１、２中の成分組成のアンダーラインは、本発明の範囲外であることを意味する。品質評価結果のアンダーラインは、試験に不合格であったことを意味する。
　表１、２から、Ｎｏ．１~１７の本発明で規定する成分組成を有する鋼は、上記のような通常の方法にて製造した場合、比較例に比べて６００℃、８００℃における高温耐力が高く、９００℃において異常酸化がなく耐酸化性にも優れていることがわかる。
　また、Ｎｏ．１~１７の鋼は、常温での機械的性質において破断延性が３５％以上と高く、比較鋼に比べて加工性に優れていることがわかる。
　比較鋼のＮｏ．１８、１９、２０は既存の鋼であるが、高温強度が要求値よりも低い。Ｎｂを過剰に添加した比較鋼Ｎｏ．１９、２０は、ｒ値も低い。
　Ｎｏ．２１、２２は、それぞれ、Ｃ、Ｎが上限を超えており、高温強度、耐酸化性、加工性に劣る。
　Ｎｏ．２３は、Ｓｉが過剰に添加されており、加工性に劣る。
　Ｎｏ．２４は、Ｍｎが過剰に添加されており、耐酸化性と加工性に劣る。
　Ｎｏ．２５は、Ｃｒ量が少ないので、高温強度が低いとともに、耐酸化性も劣る。
　Ｎｏ．２６は、Ｃｕ量が少ないので、６００℃と８００℃の０．２％耐力が低い。
　Ｎｏ．２７は、Ｔｉ量が上限を超えているので、耐酸化性と加工性が劣る。
　Ｎｏ．２８は、Ｔｉ量が下限未満で、Ｎｂを過剰に添加したので、延性が低い。
　Ｎｏ．２９は、Ｎｂが過剰に添加されているので、延性やｒ値が低い。
　Ｎｏ．３０は、Ｂが上限を超えているので、耐酸化性や加工性が低い。
　Ｎｏ．３１は、Ｂ添加量が０．０００１％と下限未満なので、８００℃においてＣｕ析出物が粗大化して、析出強化の効果が低下し、耐力が低い。
　Ｎｏ．３２~３６は、それぞれ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｚｒ、Ｓｎが上限を超えているので、常温延性が低く、部品加工に支障をきたす。
　本発明例のうち、冷間圧延に大径ロールを用いたＮｏ．１~１７は、平均ｒ値も１．３以上と良好な値を示した。
　本発明例のＮｏ．３７鋼は、高温耐力と常温での破断延性は良好である。しかし、冷延ロール径が小さいので、ｒ値が、好ましい範囲よりは低い値となった。
　本発明によればＮｂやＭｏのような高価な合金元素を多量に添加せずとも高温特性と加工性に優れたステンレス鋼板を提供することができる。特に排気部材に適用することにより、部品コストの低減や軽量化による環境対策など社会的寄与は格段に大きい。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０２％以下、
    　Ｎ　：０．０２％以下、
    　Ｓｉ：２％以下、
    　Ｍｎ：２％以下、
    　Ｃｒ：１０~２０％、
    　Ｃｕ：０．４~３％、
    　Ｔｉ：０．０１~０．５％、
    　Ｂ　：０．０００２~０．００３０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０．０１~０．３％、
    　Ｍｏ：０．０１~０．３％、
    　Ａｌ：２．５％以下、
    　Ｖ　：１％以下、
    　Ｚｒ：１％以下、
    　Ｓｎ：１％以下
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を熱延し、熱延板とした後、該熱延板に、熱延板焼鈍を省略して酸洗を施し、その後、直径４００ｍｍ以上の圧延ロールで冷延し、次いで、最終焼鈍を施すことを特徴とする耐熱性と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。
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