WO2013146815A1 - 耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents

耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法 Download PDF

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濱田　純一
祐司 小山
井上　宜治
唯志 小森
富美夫 札軒
利男 田上
小野　直人
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet excellent in workability, particularly suitable for use in automobile exhaust system members that require high-temperature strength and oxidation resistance, and a ferritic stainless hot-rolled steel sheet for cold-rolled materials and the like. It relates to the manufacturing method.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2012-081998 filed in Japan on March 30, 2012, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • High-temperature strength and oxidation resistance are required for exhaust system members such as automobile exhaust manifolds and mufflers, and heat-resistant steel containing Cr is used. Since these exhaust system members may be pressed from a steel plate or manufactured by various forming processes after the steel plate is pipe processed, the formability of the cold-rolled steel plate as a material is required. On the other hand, as the exhaust gas temperature increases, the use environment temperature of the member also increases year by year, and it has become necessary to increase the amount of alloy addition such as Cr, Mo, and Nb to increase the high temperature strength. However, when the additive element increases, the workability of the material steel plate is lowered by a simple manufacturing method, and thus press forming may not be possible for a member having a complicated shape.
  • r value which is an index of workability of ferritic stainless steel sheets
  • r value which is an index of workability of ferritic stainless steel sheets
  • the exhaust system members as described above are relatively thick. Since cold-rolled steel sheets (about 1.5 to 2.5 mm) are used as raw materials, the cold rolling reduction ratio cannot be secured sufficiently in the current manufacturing process where the thickness of the cold-rolled steel is regulated to some extent. was there.
  • Patent Document 1 For improving the workability of a conventional heat resistant ferritic stainless steel sheet, a method by adjusting the components as disclosed in Patent Document 1 is disclosed, but this alone causes problems such as press cracking in a thick material having a relatively low cold rolling reduction ratio. there were.
  • Patent Document 2 in order to improve the r value, the optimum hot-rolled sheet annealing temperature is defined from the relationship between the hot-rolling finishing start temperature, the end temperature, the Nb content, and the hot-rolled sheet annealing temperature. Depending on the influence of other elements (C, N, Cr, Mo, etc.) involved in the system precipitates, sufficient workability may not be obtained by this alone. Further, Patent Document 3 discloses a method of subjecting a hot-rolled sheet to an aging treatment for 1 hour or more, but in this case, there is a drawback that industrial production efficiency is remarkably lowered.
  • Patent Document 4 discloses a technique for obtaining a Cr-containing heat-resistant steel sheet having a high r value by defining hot rolling and hot-rolled sheet annealing conditions in order to control the crystal orientation of the sheet thickness center layer.
  • the r value is not determined only by the crystal orientation of the product thickness center layer, sufficient workability may not be obtained.
  • the hot slab heating temperature is as low as 1000 to 1150 ° C., there are problems such as surface flaws.
  • Patent Document 5 discloses a technique that defines a crystal orientation in a quarter region of the plate thickness from the outermost layer as a ferritic stainless steel plate for exhaust parts having excellent workability.
  • This increases the r value in the rolling direction and the 45 ° direction and the total elongation, and has the feature of omitting hot-rolled sheet annealing as a manufacturing method thereof, but press forming even if the r value in the 45 ° direction is high.
  • hot-rolled sheet annealing was omitted, surface defects called ridging became a problem during press working, and there were still problems in manufacturability such as surface defects.
  • An object of the present invention is to provide a heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet excellent in workability, a ferritic stainless hot-rolled steel sheet for cold-rolled material, and a method for producing them, by solving known technical problems.
  • the present inventors have investigated the workability of heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet, particularly the improvement of r value, the steel composition, the structure in the manufacturing process of each of the hot-rolling process and the cold-rolling process, precipitates A detailed study on.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows.
  • the first aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.02% or less, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: more than 0.6 to 1.5%, P: 0.01 To 0.05%, S: 0.0001 to 0.0100%, Cr: 13.0 to 20.0%, Mo: 0.1 to 3.0%, Ti: 0.005 to 0.20%, Nb: 0.30 to 1.0%, B: 0.0002 to 0.0050%, Al: 0.005 to 0.50%, N: 0.02% or less, the balance being Fe and inevitable When it is made of impurities and the plate thickness is t, ⁇ 111 ⁇ orientation grains are 20% or more in area ratio in the surface layer (surface) to t / 4 region, and ⁇ 111 ⁇ orientation in the region of t / 4 to t / 2.
  • the stainless cold-rolled steel sheet is excellent in workability.
  • the surface layer to t / 4 region is a region from the surface of the steel plate to the depth t / 4, and the t / 4 to t / 2 region is from the region of the depth t / 4. The region up to the center of the plate thickness.
  • a second aspect of the present invention is a heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet according to the first aspect, wherein Cu: 0.4 to 2.0%, Ni: 0.1 to 2 in mass%.
  • W 0.1 to 3.0%
  • Zr 0.05 to 0.30%
  • Sn 0.05 to 0.50%
  • Co 0.05 to 0.50%
  • Mg A heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet characterized by further containing at least one of 0.0002 to 0.0100%.
  • a third aspect of the present invention is a ferritic stainless hot rolled steel sheet for cold rolled material for producing a heat resistant ferritic stainless cold rolled steel sheet according to the first or second aspect, wherein the thickness is t.
  • the ferritic stainless hot rolled steel sheet for cold rolled material is characterized in that the structure in the region of t ′ / 2 to t ′ / 4 is an unrecrystallized structure.
  • the region from t ′ / 4 to t ′ / 2 is a region from the region of depth t ′ / 4 to the center of the plate thickness.
  • the ferritic stainless hot rolled steel sheet according to the third aspect has substantially the same composition as the heat resistant ferritic stainless cold rolled steel sheet according to the first or second aspect.
  • a fourth aspect of the present invention is a method for producing a ferritic hot-rolled steel sheet for cold-rolled material according to the third aspect, wherein the slab (steel) heating temperature is 1200 to 1300 ° C., and the finishing temperature is 800 to Hot rolling at 950 ° C. to obtain a hot rolled sheet, winding the hot rolled sheet at a winding temperature of 500 ° C. or less, and thereafter annealing the hot rolled sheet at 925 to 1000 ° C., It is a manufacturing method of the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet for cold-rolling materials.
  • the said 4th aspect WHEREIN What has a composition substantially the same as the composition of the steel plate described in the said 1st or 2nd aspect is used for the slab used as the raw material of a steel plate.
  • a fifth aspect of the present invention is a method for manufacturing a heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet according to the first or second aspect, wherein t ′ / 2 to t ′ /
  • the ferritic hot-rolled steel sheet for cold-rolled material whose structure in the region 4 is an unrecrystallized structure is cold-rolled at a rolling reduction of 60% or more to obtain a cold-rolled sheet, and then the cold-rolled sheet at 1000 to 1100 ° C. It is a manufacturing method of a heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet characterized by performing annealing.
  • the said 5th aspect WHEREIN What has a composition substantially the same as the composition of the cold rolled steel sheet described in the said 1st or 2nd aspect is used for the hot rolled steel sheet used as the raw material of a cold rolled steel sheet.
  • the method for producing the heat-resistant ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet may include a process for producing a ferritic hot-rolled steel sheet for a cold-rolled material. That is, the sixth aspect of the present invention is a method for producing a heat resistant ferritic stainless steel cold rolled steel sheet according to the fifth aspect, wherein the slab heating temperature is 1200 to 1300 ° C. and the finishing temperature is 800 to 950 ° C.
  • Hot rolling is performed to obtain a hot-rolled sheet, and the hot-rolled sheet is wound at a coiling temperature of 500 ° C. or lower, and then the hot-rolled sheet is annealed at 925 to 1000 ° C. It may include a step of producing a rolled steel sheet.
  • the slab used as the raw material of the steel sheet has substantially the same composition as that of the steel sheet described in the first or second aspect.
  • the composition of the steel is specified, the conditions of the hot-rolling process and the cold-rolling process are optimized, and each region in the sheet thickness direction is optimized.
  • a high r value can be secured by controlling the tissue.
  • the coiling temperature and the hot-rolled sheet annealing temperature are strictly defined, and the steel structure before the cold rolling process is left as ⁇ 111 ⁇ texture and unrecrystallized while suppressing recrystallization.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and the average r value in the region of surface layer to t / 4 (t: plate thickness) in the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet according to this embodiment.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and the average r value in the region of t / 4 to t / 2 (t: plate thickness) in the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet according to this embodiment. It is.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 011 ⁇ -oriented grains and the average r value in the full thickness region of the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet in this embodiment.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the hot-rolled sheet annealing temperature T1 and the average r value of the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet (product sheet) in the present embodiment.
  • the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet of the present embodiment in mass%, C: 0.02% or less, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: more than 0.6 to 1.5%, P: 0.01-0.05%, S: 0.0001-0.0100%, Cr: 13.0-20.0%, Mo: 0.1-3.0%, Ti: 0.005-0.
  • the crystal grains having ⁇ 111 ⁇ orientation in the surface layer to t / 4 region are 20% or more in area ratio, and in the region of t / 4 to t / 2 ⁇
  • the crystal grains having a 111 ⁇ orientation have an area ratio of 40% or more, and the crystal grains having the ⁇ 011 ⁇ orientation in the entire thickness region have an area ratio of 15% or less. Characterized by the presence.
  • the region from the surface layer to t / 4 is the region from the surface of the steel sheet to the depth t / 4, and the region from t / 4 to t / 2 is the region from the depth t / 4 to the center of the plate thickness. It is an area up to.
  • Crystal grains having ⁇ 111 ⁇ orientation refer to crystal grains in which the plate surface (the surface of the steel plate) and the ⁇ 111 ⁇ plane are parallel.
  • a crystal grain having ⁇ 011 ⁇ orientation ( ⁇ 011 ⁇ orientation grain) refers to a crystal grain in which the plate surface and the ⁇ 011 ⁇ plane are parallel.
  • the area ratio can be shown as an area ratio of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and an area ratio of ⁇ 011 ⁇ -oriented grains in a plane perpendicular to the plate surface and parallel to the rolling direction.
  • said area ratio can be calculated
  • Si Silicon (Si):% by mass, 0.1% or more and 1.0% or less
  • Si is an element that improves the oxidation resistance and high-temperature strength of steel. Further, since it is an element that promotes precipitation of the Laves phase, a coarse Laves phase precipitates during hot-rolled sheet annealing by addition of 0.1% or more, and ⁇ 111 ⁇ -oriented grains develop during cold-rolled sheet annealing and ⁇ It contributes to suppression of 011 ⁇ orientation grains and improvement of r value. On the other hand, excessive addition reduces normal temperature ductility and degrades workability, so the upper limit was made 1.0%. Furthermore, considering the material and oxidation characteristics, the Si content is preferably 0.2% or more and 0.5% or less.
  • Mn Manganese
  • Mn By mass%, more than 0.6 and not more than 1.5% Mn forms MnCr 2 O 4 and MnO at high temperatures and improves scale adhesion. Since this effect appears at over 0.6%, the lower limit was made over 0.6%.
  • the amount of increase in oxidation is increased, abnormal oxidation tends to occur when the amount exceeds 1.5%.
  • a subsequent part such as a catalyst or a muffler may be obstructed, or the reliability as a structure is lowered due to a reduction in plate thickness.
  • the Mn content is preferably 0.7% or more and 1.1% or less.
  • S Sulfur:% by mass, 0.0001% or more and 0.0100% or less.
  • the lower the S the better from the viewpoint of material, corrosion resistance and oxidation resistance, so the upper limit was made 0.0100%.
  • excessive addition of S leads to formation of a compound with Ti, recrystallization and grain growth of the hot-rolled annealed plate are promoted, and an unrecrystallized structure cannot be secured in the hot-rolled steel plate, resulting in deterioration of the r value.
  • the lower limit was made 0.0001%.
  • the content of S is preferably 0.0010% or more and 0.0050% or less.
  • Chromium (Cr) By mass%, 13.0% or more, 20.0% or less Cr is required to be added in an amount of 13% or more to improve high-temperature strength and oxidation resistance, but is added in an amount of 20% or more.
  • the Cr range is 13.0 to 20.0%.
  • the Cr content is preferably 15.0% or more and 19.0% or less.
  • the Mo content is 1.5% or more, 1 .8% or less is desirable.
  • Titanium (Ti) By mass%, 0.005% or more and 0.20% or less Ti is added to further improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance and deep drawability by combining with C, N, and S Element. In particular, the development of ⁇ 111 ⁇ crystal orientation that improves the r value is manifested by the addition of 0.005% or more of Ti, so the lower limit was made 0.005%. Since addition of 0.20% or more Ti deteriorates toughness and secondary workability, the upper limit was made 0.2%. Furthermore, considering the manufacturing cost, surface flaws, and scale peelability, the Ti content is preferably 0.06% or more and 0.15% or less.
  • Niobium (Nb) By mass%, 0.30% or more and 1.0% or less Nb is an essential element because it improves high-temperature strength and high-temperature fatigue properties by solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • C and N are fixed as carbonitrides, and a recrystallized texture of a cold-rolled steel plate (product plate) is developed, and an intermetallic compound of Fe and Nb called a Laves phase is formed, and its volume ratio and size Affects the formation of the recrystallized texture and contributes to the improvement of the r value. Since these effects appear when the amount of Nb added is 0.30% or more, the lower limit is set to 0.30%.
  • the Nb content is preferably 0.40% or more and 0.60% or less.
  • N Nitrogen (N):% by mass, 0.02% or less N, like C, deteriorates the workability and oxidation resistance of steel, so the smaller the content, the better. Therefore, the upper limit was made 0.02%. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, and therefore considering the cost, the N content is preferably 0.005% or more and 0.015% or less.
  • B Boron (B):% by mass, 0.0002% or more and 0.0050% or less B is an element that improves the secondary workability during press working of the product, and improves the high-temperature strength in the intermediate temperature range. Since these effects are exhibited when the amount of addition of B is 0.0002% or more, the lower limit is set to 0.0002%. On the other hand, addition of more than 0.0050% of B produces B compounds such as Cr 2 B, which degrades intergranular corrosion and fatigue characteristics, and causes an increase in ⁇ 011 ⁇ oriented grains and lowers the r value. . Therefore, the upper limit is made 0.0050%. Furthermore, considering the weldability and manufacturability, the B content is preferably 0.0003% or more and 0.0020% or less.
  • the steel sheet is, by mass, Cu: 0.4 to 2.0%, Ni: 0.1 to 2.0%, W: 0.1 to 3.
  • Copper (Cu):% by mass, 0.4% or more, 2.0% or less Cu is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel and increases the high-temperature strength particularly in the middle temperature range by ⁇ -Cu precipitation. If necessary, added to steel. Since this effect is manifested by addition of 0.4% or more, the lower limit was made 0.4%. On the other hand, addition of more than 2.0% causes toughness deterioration of steel and extreme reduction of elongation, and excessively ⁇ -Cu precipitates in the hot rolling process to produce ⁇ 011 ⁇ -oriented grains and lower r value. . Therefore, the upper limit of the amount of Cu added is set to 2.0%. Furthermore, considering the oxidation resistance and manufacturability, the Cu content is preferably 0.5% or more and 1.5% or less.
  • Ni Nickel (Ni):% by mass, 0.1% or more and 2.0% or less Since Ni is an element that improves toughness and corrosion resistance, it is added as necessary. Since the contribution to toughness is manifested at 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. On the other hand, an austenite phase is produced by addition of more than 2.0%, and the upper limit is made 2.0% in order to lower the r value. Furthermore, considering the cost, the Ni content is preferably 0.1% or more and 0.5% or less.
  • Tungsten (W):% by mass 0.1% or more and 3.0% or less W is an element added as necessary to increase the high-temperature strength, and its action is manifested from 0.1%. Therefore, the lower limit of the W addition amount is set to 0.1%. However, excessive addition causes toughness deterioration and elongation reduction of the steel material. In addition, the upper limit is set to 3.0% in order that the Laves phase is generated too much and ⁇ 011 ⁇ oriented grains are easily generated and the r value is lowered. Furthermore, considering the manufacturing cost and manufacturability, the W content is preferably 0.1% or more and 2.0% or less.
  • Zr Zirconium
  • Tin (Sn):% by mass, 0.05% or more and 0.50% or less Sn is an element added as necessary to segregate at the grain boundary and increase the high temperature strength. The effect is manifested when the Sn content is 0.05% or more, so the lower limit was made 0.05%. However, Sn segregation occurs due to the addition of more than 0.5%, and ⁇ 011 ⁇ -oriented grains are generated in the segregation part to lower the r value, so the upper limit was made 0.50%. Furthermore, considering the high temperature characteristics, production cost, and toughness, the Sn content is desirably 0.10% or more and 0.30% or less.
  • Co Cobalt (Co):% by mass, 0.05% or more and 0.50% or less
  • Co is an element that improves high-temperature strength, and is added in an amount of 0.05% or more as necessary.
  • the upper limit was made 0.50%.
  • the Co content is desirably 0.05% or more and 0.30% or less.
  • Mg Magnesium (Mg): By mass%, 0.0002% or more and 0.0100% or less Mg forms Mg oxide together with Al in molten steel and acts as a deoxidizing agent. Nb and Ti-based precipitates are finely precipitated as nuclei. When these finely precipitate in the hot rolling process, the fine precipitates suppress recrystallization and the formation of ⁇ 011 ⁇ oriented grains in the hot rolling process and the hot rolled sheet annealing process, and contribute to the formation of an unrecrystallized structure. Since this effect appears from 0.0002%, the lower limit was made 0.0002%. However, excessive addition of Mg causes deterioration of the oxidation resistance and weldability of the steel material, so the upper limit was made 0.0100%. Furthermore, considering the refining cost, the Mg content is preferably 0.0003% or more and 0.0020% or less.
  • the texture of the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet in this embodiment has ⁇ 111 ⁇ orientation in the surface layer to t / 4 region (region from the surface to the depth t / 4) where the plate thickness is t.
  • Crystal grains (hereinafter simply referred to as ⁇ 111 ⁇ orientation grains) have an area ratio of 20% or more, and in a region from t / 4 to t / 2 (region from depth t / 4 to the center of plate thickness), ⁇ It is important that the 111 ⁇ oriented grains have an area ratio of 40% or more.
  • crystal grains having ⁇ 011 ⁇ orientation (hereinafter simply referred to as ⁇ 011 ⁇ orientation grains) have an area ratio of 15% or less.
  • the crystal grain having ⁇ 111 ⁇ orientation refers to a crystal grain whose crystal orientation is indicated by a plane index ⁇ 111 ⁇ , that is, a crystal grain in which the plate surface (the surface of the steel plate) and the ⁇ 111 ⁇ plane are parallel.
  • a crystal grain having a ⁇ 011 ⁇ orientation refers to a crystal grain whose crystal orientation is indicated by a plane index ⁇ 011 ⁇ , that is, a crystal grain in which a plate surface and a ⁇ 011 ⁇ plane are parallel.
  • the area ratio of ⁇ 111 ⁇ orientation grains and ⁇ 011 ⁇ orientation grains can be obtained as the area ratio of crystal grains in each orientation on a plane perpendicular to the surface of the steel sheet and parallel to the rolling direction.
  • the Rankford value which is an index for improving workability, is related to the recrystallization texture.
  • the r value is improved by increasing the ratio of crystal grains having ⁇ 111 ⁇ orientation.
  • the distribution of crystal orientation is not uniform in the thickness direction, and it is not always sufficient to secure a high r value only by controlling the crystal orientation of a specific part. Therefore, in the present invention, the relationship between the crystal orientation distribution in the plate thickness direction and the r value of the cold-rolled steel plate (product plate) was examined in detail in consideration of the non-uniformity in the plate thickness direction.
  • ⁇ 111 ⁇ -oriented grains are present in an area ratio of 20% or more and 40% or more in the respective regions of the surface layer to t / 4 (t is the plate thickness) and t / 4 to t / 2. It turned out to be.
  • the ⁇ 011 ⁇ oriented grains are required to be present in an area ratio of 15% or less in the total thickness.
  • ⁇ 111 ⁇ oriented grains are present in the region of the surface layer to t / 4 at 25% or more, and in the region of t / 4 to t / 2, 45% or more. It is preferable that the ⁇ 011 ⁇ oriented grains be 10% or less.
  • the r value is obtained by collecting a JIS No. 13 B tensile test piece from a cold-rolled annealed plate and applying a 14.4% strain in the rolling direction, the rolling direction and the 45 ° direction, and the rolling direction and the 90 ° direction.
  • W 0 is the plate width before tension
  • W is the plate width after tension
  • t 0 the plate thickness before tension
  • t is the plate thickness after tension.
  • Average r value (r 0 + 2r 45 + r 9 ) / 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.
  • the average r value is 1.2 or more, and it can be processed sufficiently. Therefore, in this embodiment, it is determined that the average r value is 1.2 or more and has excellent workability.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and the average r value in the region from the surface layer to t / 4 in the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet according to the present embodiment.
  • 3 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 111 ⁇ oriented grains and the average r value in the region of / 4 to t / 2.
  • the higher the ratio of ⁇ 111 ⁇ oriented grains the greater the average r value and the better the workability.
  • ⁇ 111 ⁇ -oriented grains are 20% or more in the region of the steel sheet surface layer to t / 4, and ⁇ 111 ⁇ -oriented grains in the region of t / 4 to t / 2. It can be seen that it is important to secure 40%.
  • the steel composition of the ferritic stainless steel cold-rolled steel used to investigate the relationship shown in FIGS. 1 and 2 is 0.007% C-0.27% Si-0.94% Mn-0.03% P- 0.0006% S-17.3% Cr-1.8% Mo-0.08% Ti-0.47% Nb-0.01% N-0.001% B-0.03% Al (the balance is Fe and inevitable impurities).
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the area ratio of ⁇ 011 ⁇ -oriented grains and the average r value in the full thickness region of the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet in this embodiment.
  • the average r value decreases and the workability deteriorates as the proportion of ⁇ 011 ⁇ oriented grains increases in the total thickness of the plate.
  • the steel composition of the ferritic stainless steel cold-rolled steel sheet used for investigating the relationship shown in FIG. 3 is 0.007% C-0.27% Si-0.94% Mn-0.03% P-0. 0006% S-17.3% Cr-1.8% Mo-0.08% Ti-0.47% Nb-0.01% N-0.001% B-0.03% Al (the balance is Fe Inevitable impurities).
  • the ferritic stainless hot-rolled steel sheet for cold-rolled material which is a material for the ferritic stainless-steel cold-rolled steel sheet as described above, will be described.
  • the production method is also examined.
  • the hot-rolled steel sheet (cold-rolled material heat) that is the material of the cold-rolled steel sheet is examined. It has been found that the texture of the cold-rolled sheet is affected by the texture of the rolled sheet, and the r-value of the cold-rolled sheet is affected.
  • t ′ is the plate thickness of the cold-rolled material hot-rolled sheet
  • t ′ is the plate thickness of the cold-rolled material hot-rolled sheet
  • the region t ′ / 4 to t ′ / 2 is a region from the depth t ′ / 4 from the surface of the steel plate to the center of the plate thickness. Specifically, as described above, it is effective to secure crystal grains having the ⁇ 111 ⁇ orientation in order to improve the r value in the cold rolled sheet.
  • a ⁇ 111 ⁇ texture in a hot-rolled steel sheet which is a material of a cold-rolled sheet, and to leave such a texture as an unrecrystallized structure without recrystallization. is there. That is, in the non-recrystallized structure, in the cross section parallel to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet and perpendicular to the plate surface, the crystal grains are oriented with the plane index ⁇ 111 ⁇ (the plate surface and the ⁇ 111 ⁇ plane are parallel to each other). Orientation).
  • a method for producing such a ferritic stainless hot rolled steel sheet for cold rolled material will be described.
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet for cold-rolled material according to the present embodiment is made of ferritic stainless steel having the steel composition described above, and the slab heating temperature is applied to the cast steel piece (slab) after steelmaking. Is hot rolled at a temperature of 1200 to 1300 ° C. and a finishing temperature of 800 to 950 ° C. to obtain a hot rolled sheet, followed by winding the hot rolled sheet at a coiling temperature of 500 ° C. or less, and then performing hot rolled sheet annealing.
  • the finishing temperature is less than 800 ° C., surface flaws become a problem, so the lower limit of the finishing temperature was set to 800 ° C.
  • the temperature exceeds 950 ° C., the structure after hot rolling is coarsened to suppress the development of ⁇ 111 ⁇ texture, and the structure may be a recrystallized structure.
  • the finishing temperature is preferably 850 to 930 ° C.
  • the coiling temperature was set to 500 ° C. or less from the viewpoint of suppressing the hot-rolled structure recovery and hot-rolled sheet toughness. That is, in the present invention, by setting the coiling temperature to a low temperature of 500 ° C. or lower as described above, the ⁇ 111 ⁇ texture obtained by the hot rolling process can be taken over to the subsequent process without being recovered. . Furthermore, considering productivity, toughness and coil shape, 400 to 480 ° C. is desirable.
  • the coiling temperature is set to 500 ° C. or lower. Further, in order to suppress the growth of ⁇ 110 ⁇ oriented grains between hot rolling finish rolling and winding, it is desirable to cool at a cooling rate of 50 ° C./sec or more.
  • Hot-rolled sheet annealing after hot rolling is generally heat-treated at a temperature at which a recrystallized structure is obtained.
  • tissue non-uniformity occurs in the thickness direction.
  • this non-uniformity of the structure in the thickness direction greatly affects the r value of the product plate, and as described above, in the t ′ / 4 to t ′ / 2 (t ′ is the thickness) region. It was found that a high r value can be obtained in a cold-rolled steel sheet, that is, a product sheet, when the structure is an unrecrystallized structure.
  • FIG. 4 shows the relationship between the hot rolled sheet annealing temperature and the average r value of the product sheet.
  • steel A symbols ⁇ and ⁇ in the figure
  • steel B is 0.003% C-0.89% Si-0.65% Mn-0.02%
  • the structure state of the region t ′ / 4 to t ′ / 2 after hot-rolled sheet annealing is also shown.
  • Symbols ⁇ and ⁇ are unrecrystallized structures
  • symbols ⁇ and ⁇ are recrystallized structures.
  • an appropriate hot-rolled sheet annealing temperature was found in the range of 925 to 1000 ° C. That is, an unrecrystallized structure (completely recrystallized structure) in t ′ / 4 to t ′ / 2 (t ′ is the thickness of the cold-rolled material hot-rolled sheet), which is a suitable structure as a cold-rolled material hot-rolled sheet. It is possible to find the temperature. By using such a cold-rolled material hot-rolled sheet as a material for the cold-rolled steel sheet, it becomes possible to obtain a high work material having an average r value of 1.2 or more.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is too low or the hot-rolled sheet annealing is omitted, a large number of ⁇ 110 ⁇ -oriented grains resulting from hot-rolled shear strain generated in the vicinity of the surface layer portion of the sheet thickness are obtained up to the product sheet after the cold-rolled annealing. It will remain. Since these oriented grains cause a decrease in r value, the hot rolled sheet annealing needs to be 800 ° C. or higher. In the present invention, the lower limit of the hot-rolled sheet annealing temperature is 925 ° C.
  • generated coarsely by hot-rolled sheet annealing becomes a nucleation site of the recrystallization texture at the time of cold-rolled sheet annealing, it is desirable to precipitate in the cold-rolled material.
  • the upper limit of the hot-rolled sheet annealing temperature was set to 1000 ° C.
  • crystal grain coarsening and promotion of scale formation by high-temperature annealing result in deterioration of surface quality such as plate breakage and scale residue, 925 to 980 ° C. is desirable in consideration of hot-rolled sheet toughness and pickling properties.
  • cold-rolled sheet annealing is performed at 1000 to 1100 ° C. on the cold-rolled sheet on which recrystallized nuclei that grow into ⁇ 111 ⁇ -oriented crystals are formed.
  • the annealing of the cold-rolled sheet determines the heat treatment temperature according to the steel component in order to obtain a recrystallized structure, but if it is less than 1000 ° C, the steel component of the present invention has an unrecrystallized structure, so the lower limit is 1000 ° C. It was.
  • the upper limit is set to 1100 ° C.
  • 1010 to 1070 ° C. is desirable.
  • a ferritic stainless cold-rolled steel sheet having an excellent workability and an increased area ratio of ⁇ 111 ⁇ oriented grains and suppressed ⁇ 011 ⁇ oriented grains.
  • slab thickness, hot-rolled sheet thickness, etc. suitably.
  • the cold-rolled sheet annealing may be bright annealing performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas if necessary, or may be performed in the air.
  • Example 1 In this example, first, steel having the component composition shown in Table 1 was melted and cast into a slab, and the slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 5.0 mm. Thereafter, the hot-rolled sheet was subjected to continuous annealing treatment, pickled, cold-rolled to a thickness of 2.0 mm, and subjected to continuous annealing-pickling to obtain a product sheet.
  • steel No. Nos. 1 to 13 are outside the scope of the present invention.
  • 14 to 32 are outside the scope of the invention, and component compositions that are outside the scope of the invention are underlined.
  • the slab heating temperature was 1200 to 1300 ° C
  • the finishing temperature was 800 to 950 ° C
  • the winding temperature was 500 ° C or less.
  • the hot-rolled sheet annealing was performed at a temperature at which the annealing temperature was 800 to 1000 ° C. and a non-recrystallized structure at t ′ / 2 to t ′ / 4 (t ′: plate thickness of the hot-rolled sheet). Thereafter, cold rolling was performed at a rolling reduction of 60%. Cold-rolled sheet annealing was performed at 1000 to 1100 ° C. so as to obtain a recrystallized structure depending on the steel components.
  • a test piece is collected from the product plate thus obtained, and the ratio (area ratio) of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and ⁇ 011 ⁇ -oriented grains is measured, and the average r value, high-temperature strength, and oxidation are measured. Characteristics were evaluated. A specific measurement / evaluation method will be described.
  • the method of measuring the ratio of the crystal orientation grains and the average r value is the same as the method described above.
  • a plane parallel to the rolling direction is cut out from the obtained product plate perpendicularly to the plate surface, and the orientation of crystal grains is identified over the entire plate thickness using a crystal orientation analyzer EBSP, and ⁇ 111 ⁇ orientation grains and ⁇ 011 ⁇
  • the area ratio of orientation grains was determined.
  • the average r value was obtained by collecting JIS No. 13 B tensile test pieces from the obtained product plate, and in accordance with JIS Z 2254, the rolling direction, the rolling direction and 45 ° direction, and the rolling direction and 90 ° direction, respectively. After applying .4% strain, calculation was performed using the above formula (1) and the above formula (2). In addition, evaluation of workability evaluated that average r value was 1.2 or more as favorable.
  • the high temperature strength was obtained by collecting a high temperature tensile test piece in the rolling direction from the obtained product plate, performing a high temperature tensile test at 900 ° C. in accordance with JIS G 0567, and measuring 0.2% proof stress.
  • the oxidation resistance test was carried out by conducting a continuous oxidation test for 200 hours at 900 ° C. in the atmosphere in accordance with JIS Z 2281 to evaluate the occurrence of abnormal oxidation and scale peeling.
  • the high-temperature strength at 900 ° C. is 0.2% proof stress and 20 MPa or more, and when abnormal oxidation does not occur due to continuous oxidation in the atmosphere, the performance as an exhaust part for automobiles is satisfied.
  • the steel having the component composition defined in the present invention has a higher average r value than the comparative examples and is excellent in workability. In addition, the high temperature strength is high and the oxidation resistance is also excellent.
  • Comparative Steel Nos. 14, 15, 17, 18, 20 to 31 the steel component is out of the present invention, so the crystal orientation ratio of the product plate is out of the present invention, and the average r value of the product plate is 1.2. Is less than. When these materials are used to process a component having a complicated shape, there is a risk of cracking. Comparative steel No. Although 16, 19 and 32 satisfy the r value, they are insufficient in oxidation resistance and high-temperature strength, and when applied as exhaust parts, there is a risk of destruction during use.
  • Example 2 Next, the steel No. 1 of the present invention shown in Table 1 is used. Table 1 shows the characteristics of 1 and 6 when the production conditions are changed variously.
  • the recrystallized state is a structure state in the t ′ / 2 to t ′ / 4 region.
  • test numbers P33 and P34 satisfying all the production conditions defined by the present invention have a higher average r value than the comparative examples and are excellent in workability.
  • the crystal orientation ratio of the product plate is outside the present invention, the average r value does not satisfy 1.2 or more, It can be seen that the property has deteriorated. Therefore, when such a product plate is processed into a component having a complicated shape, there is a possibility that cracking may occur. Further, when the lower limit value of the heating temperature or finishing temperature in hot rolling was deviated, the r value satisfied 1.2 or more, but surface flaws occurred.
  • a heat-resistant ferritic stainless steel sheet having excellent workability can be efficiently provided without requiring any special new equipment. Therefore, by applying the cold-rolled steel sheet to which the present invention is applied, particularly to the exhaust member, it is possible to increase the social contribution such as reduction in manufacturing cost. That is, the present invention has sufficient industrial applicability.

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Abstract

　質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．６超～１．５％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．３～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層～ｔ／４（ｔは板厚）の領域において｛１１１｝方位粒が面積比でそれぞれ２０％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域において｛１１１｝方位粒が面積比で４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が面積率で１５％以下存在することを特徴とする耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。

Description

耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法
　本発明は、特に高温強度や耐酸化性が必要な自動車の排気系部材などの使用に最適な加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法に関する。
　本願は、２０１２年３月３０日に、日本に出願された特願２０１２－０８１９９８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車のエキゾーストマニホールドやマフラーなどの排気系部材には、高温強度や耐酸化性が要求され、Ｃｒを含有した耐熱鋼が使用されている。これらの排気系部材は、鋼板からプレス加工される場合や、鋼板をパイプ加工後種々の成形加工により製造される場合があるため、素材となる冷延鋼板の成形性が求められる。
　一方、排気ガス温度の高温化に伴い、部材の使用環境温度も年々高温化しており、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂなどの合金添加量を増加させて高温強度などを高める必要が出てきた。しかしながら、添加元素が増えると素材鋼板の加工性は単純な製法では落ちてしまうため、複雑形状の部材に対してはプレス成形できない場合があった。
　フェライト系ステンレス鋼板の加工性の指標であるランクフォード値（ｒ値）の向上のためには、冷延圧下率を大きくとることが有効であるが、上記のような排気系部材は比較的厚手（１．５～２．５ｍｍ程度）な冷延鋼板を素材として用いるため、冷延を施す際の素材厚さがある程度規制される現状の製造プロセスにおいては冷延圧下率を十分に確保できない問題があった。
　この問題を解決するために、高温特性を損なわず、プレス成形性の指標であるｒ値を向上させるための成分や製造方法による工夫がなされてきた。
　従来の耐熱フェライト系ステンレス鋼板の加工性向上には、特許文献１のように成分調整によるものが開示されているが、これだけでは冷延圧下率が比較的低い厚手材においてプレス割れなどの問題があった。
　特許文献２には、ｒ値を向上させるべく、熱延仕上開始温度、終了温度およびＮｂ含有量と熱延板焼鈍温度の関係から最適な熱延板焼鈍温度を規定しているが、特にＮｂ系析出物に関与する他元素（Ｃ，Ｎ，Ｃｒ，Ｍｏなど）の影響によっては、これだけでは十分な加工性が得られない場合がある。
　また、特許文献３には、熱延板に対して１時間以上の時効処理をする方法が開示されているが、この場合は工業上製造効率が著しく低下する欠点がある。
　特許文献４には、板厚中心層の結晶方位を制御するために、熱延および熱延板焼鈍条件を規定し、ｒ値が高いＣｒ含有耐熱鋼板を得る技術が開示されている。しかしながら、ｒ値は製品の板厚中心層の結晶方位だけでは決定されないため、十分な加工性が得られない場合があった。また、熱延のスラブ加熱温度が１０００～１１５０℃と低いため表面疵等の問題があった。
　特許文献５には、加工性に優れる排気部品用フェライト系ステンレス鋼板として、最表層から板厚の１／４領域における結晶方位を規定した技術が開示されている。これは、圧延方向と４５°方向のｒ値と全伸びを高くするものであり、その製造方法として熱延板焼鈍を省略する特徴を有するが、４５°方向のｒ値だけ高くてもプレス成形性は満足せず、また熱延板焼鈍を省略した場合、リジングと呼ばれる表面欠陥がプレス加工時に問題になる他、表面疵などの製造性に課題が残されていた。
特開平９－２７９３１２号公報 特開２００２－３０３４６号公報 特開平８－１９９２３５号公報 国際公開第２００４／５３１７１号 特開２００６－２３３２７８号公報
　本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明者らは、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の加工性、特にｒ値向上に関して、鋼組成、熱延工程と冷延工程それぞれの製造過程における組織、析出物についての詳細な研究を行った。
　上記課題を解決する本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明の第一の態様は、質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．６超～１．５％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．３０～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層（表面）～ｔ／４の領域において｛１１１｝方位粒が面積率で２０％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域において｛１１１｝方位粒が面積率で４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が面積率で１５％以下存在することを特徴とする、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板である。
上記ステンレス冷延鋼板は、加工性に優れる。上記第一の態様において、表層～ｔ／４の領域とは、鋼板の表面から深さｔ/４までの領域、ｔ／４～ｔ／２の領域とは、深さｔ/４の領域から、板厚中心までの領域である。
　本発明の第二の態様は、上記第一の態様にかかる耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板であって、質量％にて、Ｃｕ：０．４～２．０％、Ｎｉ：０．１～２．０％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｚｒ：０．０５～０．３０％、Ｓｎ：０．０５～０．５０％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％の１種以上をさらに含有することを特徴とする、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板である。
　本発明の第三の態様は、上記第一または第二の態様にかかる、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するための冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２～ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織であることを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板である。
ｔ´／４～ｔ´／２の領域とは、深さｔ´／４の領域から、板厚中心までの領域である。上記第三の態様にかかるフェライト系ステンレス熱延鋼板は、上記第一または第二の態様にかかる耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板と実質的に同じ組成を有する。
　本発明の第四の態様は、上記第三の態様にかかる冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造方法であって、スラブ（鋼片）加熱温度を１２００～１３００℃、仕上げ温度を８００～９５０℃での熱間圧延を行い熱延板とし、巻き取り温度５００℃以下で前記熱延板を巻き取り、その後、前記熱延板の焼鈍を９２５～１０００℃で行うことを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法である。
　上記第四の態様において、鋼板の素材となるスラブには、上記第一または第二の態様に記載される鋼板の組成と実質的に同じ組成を有するものが用いられる。
　本発明の第五の態様は、上記第一または第二の態様にかかる耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２～ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織である冷延素材用フェライト系熱延鋼板を、圧下率６０％以上で冷延して冷延板とし、その後、１０００～１１００℃で前記冷延板の焼鈍を行うことを特徴とする、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法である。
　上記第五の態様において、冷延鋼板の素材となる熱延鋼板には、上記第一または第二の態様に記載された冷延鋼板の組成と実質的に同じ組成を有するものが用いられる。
　上記耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法は、冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造工程を含むものであってもよい。すなわち、本発明の第六の態様は、上記第五の態様にかかる耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、スラブの加熱温度を１２００～１３００℃、仕上げ温度を８００～９５０℃で熱間圧延を行い熱延板とし、前記熱延板を巻き取り温度５００℃以下で巻き取り、その後、前記熱延板の焼鈍を９２５～１０００℃で行って、前記冷延素材用フェライト系熱延鋼板を製造する工程を含むものであってもよい。その場合、鋼板の素材となるスラブは、上記第一または第二の態様に記載される鋼板の組成と実質的に同じ組成を有するものが用いられる。
　以上のように、本発明によれば、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板において、鋼の成分組成を規定するとともに、熱延工程、冷延工程の各条件を最適化し、板厚方向の各領域の組織を制御することにより高ｒ値を確保することが可能となる。
　特に、熱延工程において巻取温度、熱延板焼鈍温度を厳格に規定し、冷延工程前の鋼組織を、｛１１１｝集合組織を残留させておくとともに、再結晶を抑制した未再結晶組織としておくことで、その後の冷延・焼鈍工程においても、ｒ値向上に有効に作用する｛１１１｝方向を有する結晶粒を多数生成させることができ、加工性に有利な再結晶組織を得ることができる。
図１は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、表層～ｔ／４（ｔ：板厚）の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。 図２は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、ｔ／４～ｔ／２（ｔ：板厚）の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。 図３は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、板厚全厚域における｛０１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。 図４は、本実施形態における熱延板焼鈍温度Ｔ１と、フェライト系ステンレス冷延鋼板（製品板）の平均ｒ値との関係を示すグラフである。
　(フェライト系ステンレス冷延鋼板）
　以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板について詳細に説明する。
　　本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．６超～１．５％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．３０～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層～ｔ／４の領域において｛１１１｝方位を有する結晶粒が面積率で２０％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域において｛１１１｝方位を有する結晶粒が面積率で４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位を有する結晶粒が面積率で１５％以下存在することを特徴とする。
　ここで、表層～ｔ／４の領域とは、鋼板の表面から深さｔ/４までの領域、ｔ／４～ｔ／２の領域とは、深さｔ/４の領域から、板厚中心までの領域である。
　｛１１１｝方位を有する結晶粒（｛１１１｝方位粒）とは、板面（鋼板の表面）と、｛１１１｝面が平行な結晶粒をいう。｛０１１｝方位を有する結晶粒（｛０１１｝方位粒）とは、板面と｛０１１｝面が平行な結晶粒をいう。上記の面積率は、板面に関して垂直、かつ圧延方向に平行な面における｛１１１｝方位粒の面積率および｛０１１｝方位粒の面積率として示すことができる。なお上記の面積率は、例えば、鋼板の断面において、結晶方位の分布を電子線後方散乱回折像法で測定することにより、求めることができる。
　以下に本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼組成の限定理由について説明する。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
炭素（Ｃ）：質量％で、０．０２％以下
　Ｃは、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２％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％とすることが好ましい。更に、製造コストと耐食性を考慮するとＣの含有量は、０．００２％以上、０．０１％以下が望ましい。
ケイ素（Ｓｉ）：質量％で、０．１％以上、１．０％以下
　Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、鋼の耐酸化性と高温強度を向上させる元素である。また、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進する元素であるため、０．１％以上の添加により熱延板焼鈍時に粗大なＬａｖｅｓ相が析出し、冷延板焼鈍時の｛１１１｝方位粒の発達および｛０１１｝方位粒の抑制、ｒ値の向上に寄与する。一方、過度な添加は常温延性を低下させて加工性を劣化させるため、上限を１．０％とした。更に、材質および酸化特性を考慮するとＳｉの含有量は、０．２％以上、０．５％以下が望ましい。
マンガン（Ｍｎ）：質量％で、０．６超、１．５％以下
　Ｍｎは、高温においてＭｎＣｒ２Ｏ４やＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、０．６％超で発現することから、下限を０．６％超とした。一方、酸化増量を増加させるため、１．５％を超える量の添加により異常酸化が生じ易くなる。エキゾーストマニホールド等の排ガス部品において、スケール剥離や異常酸化が生じると、例えば触媒やマフラー等の後続の部品に障害が生じたり、板厚減少により構造体としての信頼性が低下する。更に、加工性と製造性を考慮するとＭｎの含有量は、０．７％以上、１．１％以下が望ましい。
燐（Ｐ）：質量％で、０．０１％以上、０．０５％以下
　Ｐは、Ｓｉ同様に固溶強化元素であるが、鋼の耐食性や靭性に対して有害な元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良く、上限を０．０５％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０．０１％とした。更に、製造コストと耐酸化性を考慮するとＰの含有量は、０．０１５％以上、０．０２５％以下が望ましい。
硫黄（Ｓ）：質量％で、０．０００１％以上、０．０１００％以下
　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ため、上限を０．０１００％とした。特に、過度なＳの添加はＴｉとの化合物の生成を招き、熱延焼鈍板の再結晶と粒成長が促進して熱延鋼板において未再結晶組織を確保できず、結果ｒ値を劣化させる。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０．０００１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮するとＳの含有量は、０．００１０％以上、０．００５０％以下が望ましい。
クロム（Ｃｒ）：質量％で、１３．０％以上、２０．０％以下
　Ｃｒは、高温強度および耐酸化性の向上のために１３％以上の添加が必要であるが、２０％以上の添加は靱性劣化により鋼板の製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よって、Ｃｒの範囲は１３．０～２０．０％とした。更に、コストと耐食性の観点ではＣｒの含有量は、１５．０％以上、１９．０％以下が望ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：質量％で、０．１％以上、３．０％以下
　Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる鋼の高温強度および熱疲労特性の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％とした。但し、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、熱延板焼鈍工程や冷延板焼鈍工程においてＬａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成し易くなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。更に、長時間高温に曝された後の高温特性、特に高温強度、熱疲労特性および高温高サイクル疲労特性、ならびに製造コストおよび製造性を考慮するとＭｏの含有量は、１．５％以上、１．８％以下が望ましい。
チタン（Ｔｉ）：質量％で、０．００５％以上、０．２０％以下
　Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性を更に向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．００５％以上のＴｉの添加で発現することから、下限を０．００５％とした。０．２０％以上のＴｉの添加により靭性や２次加工性が劣化することから、上限を０．２％とした。更に、製造コスト、表面疵およびスケール剥離性を考慮すると、Ｔｉの含有量は、０．０６％以上、０．１５％以下が望ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：質量％で、０．３０％以上、１．０％以下
　Ｎｂは、固溶強化および析出強化により高温強度や高温疲労特性を向上させるため、必須元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、冷延鋼板（製品板）の再結晶集合組織を発達させるとともに、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの金属間化合物を形成し、その体積率やサイズによって再結晶集合組織形成に影響を与え、ｒ値向上に寄与する。
　これらの作用は、Ｎｂの添加量が０．３０％以上で発現するため、下限を０．３０％とした。一方、過度なＮｂの添加は硬質化をもたらし、常温延性の低下につながることから、上限を１．０％とした。更に、コストや製造性を考慮するとＮｂの含有量は、０．４０％以上、０．６０％以下が望ましい。
窒素（Ｎ）：質量％で、０．０２％以下
　Ｎは、Ｃと同様に鋼の加工性と耐酸化性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良い。そのため、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、コストを考慮するとＮの含有量は、０．００５％以上、０．０１５％以下が望ましい。
ホウ素（Ｂ）：質量％で、０．０００２％以上、０．００５０％以下
　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とともに、中温域の高温強度を向上させる。これらの効果はＢの添加量が０．０００２％以上で発現することから、下限を０．０００２％とした。一方、０．００５０％超のＢの添加によりＣｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性や疲労特性を劣化させる他、｛０１１｝方位粒の増加をもたらして低ｒ値化する。そのため、上限を０．００５０％とした。更に、溶接性や製造性を考慮すると、Ｂの含有量は、０．０００３％以上、０．００２０％以下が望ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：質量％で、０．００５％以上、０．５０％以下
　Ａｌは、脱酸元素として添加される場合がある他、鋼の高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。一方、０．５０％超以上のＡｌの添加は、ステンレス鋼の伸びの低下や溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、Ａｌ酸化物により｛０１１｝方位粒の生成が促進し、鋼板のｒ値が低下するため、上限を０．５０％とした。更に、精錬コストを考慮すると、Ａｌの含有量は、０．０１％以上、０．１５％以下が望ましい。
　また、本実施形態では、上記元素に加えて、鋼板が、質量％で、Ｃｕ：０．４～２．０％、Ｎｉ：０．１～２．０％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｚｒ：０．０５～０．３０％、Ｓｎ：０．０５～０．５０％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％の１種以上をさらに含有することが好ましい。
銅（Ｃｕ）：質量％で、０．４％以上、２．０％以下
　Ｃｕは、ステンレス鋼の耐食性を向上させるとともに、ε－Ｃｕ析出によって特に中温域での高温強度を上げる元素であるため、必要に応じて鋼材に添加される。この効果は０．４％以上の添加により発現することから、下限を０．４％とした。一方、２．０％超の添加により、鋼材の靭性劣化や伸びの極端な低下をもたらす他、熱延過程で過剰にε－Ｃｕが析出し｛０１１｝方位粒が生成し低ｒ値化する。そのため、Ｃｕの添加量の上限を２．０％とした。更に、耐酸化性や製造性を考慮するとＣｕの含有量は、０．５％以上、１．５％以下が望ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：質量％で、０．１％以上、２．０％以下
　Ｎｉは、靭性と耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。靭性への寄与は０．１％以上で発現するため、下限を０．１％とした。一方、２．０％超の添加によりオーステナイト相が生成し、低ｒ値化するため上限を２．０％とした。更に、コストを考慮すると、Ｎｉの含有量は、０．１％以上、０．５％以下が望ましい。
タングステン（Ｗ）：質量％で、０．１％以上、３．０％以下
　Ｗは、高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素であり、その作用は０．１％から発現する。そのため、Ｗ添加量の下限を０．１％とした。但し、過度な添加は鋼材の靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成し易くなり、ｒ値の低下をもたらすために、上限を３．０％とした。更に、製造コストと製造性を考慮すると、Ｗの含有量は、０．１％以上、２．０％以下が望ましい。
ジルコニウム（Ｚｒ）：質量％で、０．０５％以上、０．３０％以下
　Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その作用はＺｒの含有量が０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、０．３０％を超える量の添加は、靭性や酸洗性などの製造性を著しく劣化させる他、Ｚｒと炭素および窒素の化合物が粗大化して熱延焼鈍板組織を粗粒化させて低ｒ値するため、上限を０．３０％とした。更に、製造コストを考慮すると、Ｚｒの含有量は、０．０５％以上、０．２０％以下が望ましい。
スズ（Ｓｎ）：質量％で、０．０５％以上、０．５０％以下
　Ｓｎは、粒界に偏析して高温強度を上げるために必要に応じて添加する元素である。その作用はＳｎの含有量が０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、０．５％超の添加によりＳｎ偏析が生じて、偏析部で｛０１１｝方位粒が生成して低ｒ値化するため、上限を０．５０％とした。更に、高温特性と製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎの含有量は、０．１０％以上、０．３０％以下が望ましい。
コバルト（Ｃｏ）：質量％で、０．０５％以上、０．５０％以下
　Ｃｏは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて０．０５％以上添加する。但し、過度な添加は加工性を劣化させるため、上限を０．５０％とした。更に、製造コストを考慮すると、Ｃｏの含有量は、０．０５％以上、０．３０％以下が望ましい。
マグネシウム（Ｍｇ）：質量％で、０．０００２％以上、０．０１００％以下
　Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、微細晶出したＭｇ酸化物が核となり、ＮｂやＴｉ系析出物が微細析出する。これらが熱延工程で微細析出すると、熱延工程および熱延板焼鈍工程において、微細析出物が再結晶および｛０１１｝方位粒の形成を抑制し、未再結晶組織の形成に寄与する。この作用が発現するのは０．０００２％からであるため、下限を０．０００２％とした。但し、過度なＭｇの添加は、鋼材の耐酸化性の劣化や溶接性の低下などをもたらすため、上限を０．０１００％とした。更に、精錬コストを考慮すると、Ｍｇの含有量は、０．０００３％以上、０．００２０％以下が望ましい。
　次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板の集合組織について説明する。
　本実施形態のフェライト系ステンレス冷延鋼板の集合組織は、板厚をｔとした場合、表層～ｔ／４の領域（表面から深さｔ／４までの領域）において、｛１１１｝方位を有する結晶粒（以下単に、｛１１１｝方位粒という。）が面積率で２０％以上であり、ｔ／４～ｔ／２の領域（深さｔ／４から板厚中心までの領域）において、｛１１１｝方位粒が面積率で４０％以上であることが重要である。さらに、板厚の全厚域においては、｛０１１｝方位を有する結晶粒（以下単に、｛０１１｝方位粒という）が面積率で１５％以下であることが重要である。
　なお、｛１１１｝方位を有する結晶粒とは、結晶の方位が面指数｛１１１｝で示される結晶粒、すなわち、板面（鋼板の表面）と｛１１１｝面が平行となる結晶粒をいう。｛０１１｝方位を有する結晶粒とは、結晶の方位が面指数｛０１１｝で示される結晶粒、すなわち、板面と｛０１１｝面が平行となる結晶粒をいう。
｛１１１｝方位粒および｛０１１｝方位粒の面積率は、鋼板の表面に対して垂直、かつ圧延方向に平行な面における各方位の結晶粒の面積率として求めることができる。
　以下、本実施形態の集合組織の限定理由について説明する。
　加工性の向上指標であるランクフォード値（ｒ値）は、再結晶集合組織と関連があることは周知の事実である。一般的には、｛１１１｝方位を有する結晶粒の比率を増加させることによりｒ値が向上することが知られている。しかしながら、結晶方位の分布は板厚方向に不均一であり、必ずしも特定部位の結晶方位の制御だけでは高ｒ値の確保は十分では無かった。
　そこで本発明では、冷延鋼板（製品板）の板厚方向の結晶方位分布とｒ値の関係について、板厚方向の不均一性を考慮して詳細に検討した。その結果、表層～ｔ／４（ｔは板厚）およびｔ／４～ｔ／２のそれぞれの領域において｛１１１｝方位粒がそれぞれ面積率で２０％以上および４０％以上存在することが必要であることが判明した。加えて、全厚において｛０１１｝方位粒が面積率で１５％以下存在することも必要であることが判明した。なお、より安定してｒ値を確保するためには、｛１１１｝方位粒を、表層～ｔ／４の領域においては２５％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域では４５％以上存在させることが好ましく、｛０１１｝方位粒は１０％以下とすることが好ましい。
　図１～３に各結晶方位の面積率（比率）と製品板の平均ｒ値の関係を示す。
　ここでｒ値は、冷延焼鈍板から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１４．４％歪みを付与した後に、下記（１）式および下記（２）式を用いて平均ｒ値を算出する。
　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＋ｒ９）／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。
　なお、複雑な形状が要求される排気部品に対して、平均ｒ値が１．２以上あれば十分に加工できる特性である。そのため、本実施形態においては平均ｒ値が１．２以上であれが優れた加工性と有するものと判断する。
　また、結晶方位の測定は、製品板から圧延方向と平行方向の面を板面に垂直に切り出し、結晶方位解析装置ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ）で板厚全域にわたって結晶粒の方位を同定し、｛１１１｝方位粒と｛０１１｝方位粒の面積率を決定した。これらの結果より本発明では、結晶方位制御による高ｒ値化は、板厚方向の｛１１１｝方位粒頻度の変動を考慮する必要があるとともに、｛０１１｝方位粒も考慮する必要があることが明らかとなった。
　図１は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、表層～ｔ／４の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフであり、図２は、ｔ／４～ｔ／２の領域における｛１１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
　図１、２より分かるように、｛１１１｝方位粒の割合が高くなればなるほど平均ｒ値も大きくなり加工性が向上することがわかる。さらに、平均ｒ値を１．２以上確保するためには、鋼板表層～ｔ／４の領域で｛１１１｝方位粒を２０％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域で｛１１１｝方位粒を４０％確保することが重要であることがわかる。
　なお、図１、２に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、０．００７％Ｃ－０．２７％Ｓｉ－０．９４％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．０００６％Ｓ－１７．３％Ｃｒ－１．８％Ｍｏ－０．０８％Ｔｉ－０．４７％Ｎｂ－０．０１％Ｎ－０．００１％Ｂ－０．０３％Ａｌ（残部はＦｅと不可避不純物）である。
　図３は、本実施形態におけるフェライト系ステンレス冷延鋼板において、板厚全厚域における｛０１１｝方位粒の面積率と平均ｒ値との関係を示すグラフである。
　図３より分かるように、板厚全厚において｛０１１｝方位粒の割合が高くなればなるほど平均ｒ値は低下し加工性が劣化することがわかる。さらに、平均ｒ値を１．２以上確保するためには、全厚で｛０１１｝方位粒を１５％以下とすることが重要であることがわかる。
　なお、図３に示す関係を調査すべく用いたフェライト系ステンレス冷延鋼板の鋼成分は、０．００７％Ｃ－０．２７％Ｓｉ－０．９４％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．０００６％Ｓ－１７．３％Ｃｒ－１．８％Ｍｏ－０．０８％Ｔｉ－０．４７％Ｎｂ－０．０１％Ｎ－０．００１％Ｂ－０．０３％Ａｌ（残部はＦｅと不可避不純物）である。
　次に、上述してきたようなフェライト系ステンレス冷延鋼板の素材となる冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板について説明する。
　本発明では、上記の冷延鋼板（冷延板）の集合組織や成分組成の他に製造方法についても検討を行い、その結果、上記冷延鋼板の素材である熱延鋼板（冷延素材熱延板）の組織により、冷延板の集合組織が影響を受け、冷延板のｒ値が影響を受けることを見出した。
　即ち、冷延素材熱延板のｔ´／４～ｔ´／２（ｔ´は、冷延素材熱延板の板厚）領域における組織が未再結晶組織である場合、そのような冷延素材熱延板から製造された冷延鋼板は高ｒ値となることを見出した。なお、ｔ´／４～ｔ´／２領域とは、鋼板の表面からの深さｔ´／４から板厚中心までの領域である。
　具体的に説明すると、上述したように冷延板においてｒ値の向上には｛１１１｝方位を有する結晶粒を確保することが有効である。そのため、冷延板の素材である熱延鋼板においても、｛１１１｝集合組織を発達させておくとともに、このような集合組織を再結晶させることなく未再結晶組織としておくことが非常に重要である。すなわち、未再結晶組織では、熱延鋼板の圧延方向に平行かつ、板面に垂直な断面において、結晶粒は面指数｛１１１｝で示される配向性（板面と｛１１１｝面が平行となる配向性）を示す。
　以下、このような冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
　（冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法）
　次に、本実施形態における冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態の冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、上記鋼組成を有したフェライト系ステンレス鋼を製鋼し、製鋼後、鋳造した鋼片（スラブ）に対して、スラブ加熱温度を１２００～１３００℃、仕上げ温度を８００～９５０℃でとして熱間圧延を行い熱延板とし、続いて、巻き取り温度５００℃以下で前記熱延板を巻き取り、その後、熱延板焼鈍を９２５～１０００℃で行う。
　熱延においては、スラブ加熱温度が１２００℃未満では圧延による熱延歪が過度に導入され、その後の組織制御が困難となる他、表面疵が問題となるため、下限を１２００℃とした。一方、１３００℃超の加熱温度にすると、熱延以降の組織が粗粒化して｛１１１｝集合組織の発達が抑制されるとともに、組織が再結晶組織となる場合があるため、上限を１３００℃とした。更に、生産性を考慮すると、１２３０～１２８０℃が望ましい。
　熱延では、スラブ加熱後、複数パスの粗圧延に続き、複数パスの仕上げ圧延が施されコイル状に巻き取られる。この際、仕上げ温度が８００℃未満では表面疵が問題となるため、仕上げ温度の下限を８００℃とした。一方、９５０℃超では熱延以降の組織が粗粒化して｛１１１｝集合組織の発達が抑制されるとともに、組織が再結晶組織となる場合があるため、上限を９５０℃とした。更に、生産性を考慮すると、仕上げ温度は、８５０～９３０℃が望ましい。
　巻取温度に関しては、熱延組織の回復抑制と熱延板靭性の観点から５００℃以下とした。つまり本発明では、このように巻取温度を５００℃以下の低温とすることにより、熱延工程によって得られた｛１１１｝集合組織を回復させることなく維持したまま後工程へと引き継ぐことができる。更に、生産性、靭性およびコイル形状を考慮すると４００～４８０℃が望ましい。巻取温度が５００℃超の場合、後に行う熱延板焼鈍工程の焼鈍温度が適正であっても、板厚の表層部近傍で生じた熱延せん断歪に起因する｛１１０｝方位粒が、熱延巻取後から常温まで冷却される過程で成長し、その後の焼鈍工程にて他方位を蚕食することで製品板まで残留する。この｛１１０｝方位粒はｒ値の低下をもたらすため、巻取温度は５００℃以下とした。また、熱延仕上圧延後から巻取りまでの間における｛１１０｝方位粒の成長を抑制するために、５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。
　熱延後の熱延板焼鈍は、一般的には再結晶組織が得られる温度で熱処理される。しかしながら、板厚方向には組織の不均一性が生じる。
　本発明では、この板厚方向の組織不均一性が製品板のｒ値に大きく影響することを見出し、前述のように、ｔ´／４～ｔ´／２（ｔ´は板厚）領域における組織が未再結晶組織の場合に冷延鋼板、即ち製品板において高ｒ値が得られることを知見した。
　図４に、熱延板焼鈍温度と製品板の平均ｒ値の関係を示す。ここで鋼Ａ（図中の記号●及び○）は０．００７％Ｃ－０．２５％Ｓｉ－０．９５％Ｍｎ－０．０３％Ｐ－０．０００６％Ｓ－１７．３％Ｃｒ－１．８％Ｍｏ－０．０８％Ｔｉ－０．４７％Ｎｂ－０．０１％Ｎ－０．００１０％Ｂ－０．０３％Ａｌ（残部、Ｆｅおよび不可避不純物）の組成を有し、鋼Ｂ（図中の記号▲及び△）は０．００３％Ｃ－０．８９％Ｓｉ－０．６５％Ｍｎ－０．０２％Ｐ－０．００１０％Ｓ－１３．５％Ｃｒ－０．１％Ｍｏ－０．００８％Ｔｉ－０．４０％Ｎｂ－０．０１％Ｎ－０．０００５％Ｂ－０．０７％Ａｌ（残部、Ｆｅおよび不可避不純物）の組成を有する。図中には、熱延板焼鈍後のｔ´／４～ｔ´／２領域の組織状態も示しており、記号●及び▲は未再結晶組織、記号○及び△は再結晶組織である。
　再結晶温度は鋼成分により異なるが、本発明の組成においては、９２５～１０００℃の範囲に適切な熱延板焼鈍温度を見出すことができた。即ち、冷延素材熱延板として適切な組織である、ｔ´／４～ｔ´／２（ｔ´は、冷延素材熱延板板厚）において未再結晶組織となる（完全再結晶組織にならない）温度を見出すことができるのである。このような冷延素材熱延板を冷延鋼板の素材として用いることで平均ｒ値が１．２以上の高加工材を得ることが可能となる。
　ここで、通常製法で冷延素材熱延板のｔ´／４～ｔ´／２領域を再結晶組織化した場合、ランダムな結晶方位分布となり、その後の冷延での集合組織発達が不十分で、冷延板焼鈍後に｛１１１｝方位粒が十分生成しない。一方、本発明の様に冷延素材熱延板のｔ´／４～ｔ´／２領域を未再結晶組織とすると、熱延板で発達した｛１１１｝集合組織を残留させたまま冷延するため、その後の冷延板焼鈍においても｛１１１｝方位粒が多数生成し、高ｒ値に寄与する。
　しかしながら、熱延板焼鈍温度が低温すぎたり熱延板焼鈍を省略すると、板厚の表層部近傍で生じた熱延せん断歪に起因する｛１１０｝方位粒が冷延焼鈍後の製品板まで多数残留してしまう。この方位粒はｒ値の低下をもたらすため、熱延板焼鈍は８００℃以上が必要となる。なお、本発明では、ｒ値向上に悪影響を及ぼす｛１１０｝方位粒の成長をより抑制するとともに、平均ｒ値を１．２以上とするために、熱延板焼鈍温度の下限は９２５℃とした。
　一方、熱延板焼鈍を１０００℃超とすると、ｔ´／４～ｔ´／２領域の組織が再結晶組織となり、表層の再結晶粒が粗大化してしまうとともに、熱延板焼鈍後にＬａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの化合物（Ｆｅ２Ｎｂ）が完全に溶解してしまうため、ｒ値が低下する。なお、熱延板焼鈍によって粗大に生成させたＬａｖｅｓ相は、冷延板焼鈍時の再結晶集合組織の核生成サイトとなるため、冷延素材において析出させておくことが望ましい。
　これらの点を考慮して熱延板焼鈍温度の上限は１０００℃とした。更に、高温焼鈍による結晶粒粗大化やスケール生成の促進は、それぞれ板破断やスケール残り等の表面品質の低下をもたらすため、熱延板靭性や酸洗性を考慮すると９２５～９８０℃が望ましい。
（フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法）
　次に、このような冷延素材熱延板を厚さ２ｍｍまで冷延し、結晶粒度番号が５～７となる様に鋼成分に応じて１０００～１１００℃で熱処理を行ない製品板とした。
　具体的にはまず、冷延板において｛１１１｝方位結晶に成長する再結晶核を得るために、冷延圧下率は、６０％以上とした。つまり、冷延圧下率が低すぎると、後の焼鈍工程によって｛１１１｝方位粒へと再結晶させるための再結晶核を十分に生成させることができず、製品板のｒ値の向上が不十分となるため、圧下率を６０％以上とすることが重要である。更に、生産性や異方性を考慮すると、圧下率は、６０～８０％が望ましい。
　次に、｛１１１｝方位結晶に成長する再結晶核を生成させた冷延板に１０００～１１００℃で冷延板焼鈍を行う。通常、冷延板の焼鈍は再結晶組織を得るために、鋼成分に応じて熱処理温度を決定するが、１０００℃未満では本発明の鋼成分では未再結晶組織となるため、下限を１０００℃とした。一方、１１００℃超では結晶粒が粗大化し、加工時に肌荒れが生じて割れの原因となるため上限を１１００℃とした。更に、伸びや酸洗性を考慮すると、１０１０～１０７０℃が望ましい。
　以上により、｛１１１｝方位粒の面積率を高めるとともに、｛０１１｝方位粒を抑制された、加工性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。
　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、用いるワークロールのロール粗度、ロール径、さらには圧延油、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。また、冷延板焼鈍は、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でも、大気中で焼鈍しても構わない。
　以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
（実施例１）
　本実施例ではまず、表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して、５．０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍処理した後、酸洗し、２．０ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍－酸洗を施して製品板とした。なお、表１に示す成分組成のうち、鋼Ｎｏ．１～１３は本発明範囲外、鋼Ｎｏ．１４～３２は発明範囲外とし、本発明から外れる成分組成については下線を付して示している。
　熱延条件は全て本発明の範囲内とし、スラブ加熱温度を１２００～１３００℃、仕上温度を８００～９５０℃、巻取温度を５００℃以下とした。また、熱延板焼鈍条件は、焼鈍温度を８００～１０００℃かつｔ´／２～ｔ´／４（ｔ´：熱延板の板厚）において未再結晶組織となる温度で行なった。その後、圧下率６０％で冷延を施した。冷延板焼鈍は、鋼成分に応じて再結晶組織となる様に、１０００～１１００℃で行なった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次に、このようにして得られた製品板から、試験片を採取し、｛１１１｝方位粒と｛０１１｝方位粒の比率（面積率）を測定するとともに、平均ｒ値、高温強度および酸化特性を評価した。具体的な測定・評価方法について説明する。
　結晶方位粒の比率と平均ｒ値の測定方法は、先述した方法と同様である。得られた製品板から圧延方向と平行方向の面を板面に垂直に切り出し、結晶方位解析装置ＥＢＳＰを用いて板厚全域にわたって結晶粒の方位を同定し、｛１１１｝方位粒と｛０１１｝方位粒の面積率を決定した。
　また、平均ｒ値は、得られた製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に準拠して、圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向それぞれに１４．４％歪みを付与した後に、上記（１）式および上記（２）式を用いて算出した。なお、加工性の評価は、平均ｒ値が１．２以上を良好として評価した。
　　次に、高温強度は、得られた製品板より圧延方向に高温引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠して９００℃で高温引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した。
　また、耐酸化性の試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２８１に準拠して大気中９００℃で２００時間の連続酸化試験を行い、異常酸化およびスケール剥離の発生有無を評価した。
　なお、９００℃における高温強度が０．２％耐力で２０ＭＰａ以上の場合、そして大気中連続酸化で異常酸化が生じない場合において、自動車用の排気部品としての性能を満足する。そのため、０．２％耐力が２０ＭＰａ未満を不合格として評価した。そして異常酸化やスケール剥離が生じない場合をＡ（良）、生じる場合をＢ（不良）とした。
　以上の評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、２から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼は、比較例に比べて平均ｒ値が高く、加工性に優れていることがわかる。また、高温強度も高く、耐酸化性にも優れている。一方、比較鋼Ｎｏ１４、１５、１７，１８、２０～３１は、鋼成分が本発明から外れているため、製品板の結晶方位比率が本発明外となり、製品板の平均ｒ値が１．２未満である。これらの材料を用いて複雑形状の部品に加工した場合、割れが生じてしまうおそれがある。また、比較鋼Ｎｏ．１６，１９，３２は、ｒ値を満足するものの、耐酸化性や高温強度が不足しており、排気部品として適用した場合、使用時に破壊が生じてしまうおそれがある。
　（実施例２）
　次に、表１に示す本発明鋼Ｎｏ．１と６について、製造条件を種々変化させた場合の特性を表３に示す。なお、再結晶状態とはｔ´／２～ｔ´／４領域の組織状態である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の規定する製造条件を全て満足する試験番号Ｐ３３、Ｐ３４は、比較例に比べ平均ｒ値が高く、加工性に優れていることが分かる。
　一方、本発明で規定される製造条件から外れる比較例（試験番号Ｐ３５～Ｐ４４）の場合、製品板の結晶方位比率が本発明外となり、平均ｒ値が１．２以上を満足せず、加工性が劣化していることが分かる。そのため、このような製品板を複雑形状の部品に加工した場合、割れが生じるおそれがある。また、熱延における加熱温度または仕上げ温度の下限値を外れた場合には、ｒ値は１．２以上を満足したが、表面疵が発生した。
　これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び構成を限定する根拠を裏付けることができた。
　以上の説明から明らかなように、本発明によれば加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板を特別な新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。そのため、本発明を適用した冷延鋼板を、特に排気用部材に適用することにより、製造コストの低減などの社会的寄与度を高めることができる。つまり、本発明は、産業上の利用可能性を十分に有する。

Claims (6)

  1. 　質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．６超～１．５％、Ｐ：０．０１～０．０５％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．３０～１．０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０２％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚をｔとした場合、表層～ｔ／４の領域において｛１１１｝方位粒が面積率で２０％以上、ｔ／４～ｔ／２の領域において｛１１１｝方位粒が面積率で４０％以上、かつ全厚域において｛０１１｝方位粒が面積率で１５％以下存在することを特徴とする耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
  2. 　質量％にて、Ｃｕ：０．４～２．０％、Ｎｉ：０．１～２．０％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｚｒ：０．０５～０．３０％、Ｓｎ：０．０５～０．５０％、Ｃｏ：０．０５～０．５０％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％の１種以上をさらに含有する、請求項１に記載の耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するための冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２～ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織である、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板。
  4. 　請求項３に記載の冷延素材用フェライト系熱延鋼板の製造方法であって、スラブ加熱温度を１２００～１３００℃、仕上げ温度を８００～９５０℃で熱間圧延を行い熱延板とし、巻き取り温度５００℃以下で前記熱延板を巻き取り、その後、前記熱延板の焼鈍を９２５～１０００℃で行うことを特徴とする、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１または２に記載の耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、板厚をｔ´とした場合、ｔ´／２～ｔ´／４の領域における組織が未再結晶組織である冷延素材用フェライト系熱延鋼板を、圧下率６０％以上で冷延して冷延板とし、その後、１０００～１１００℃で前記冷延板の焼鈍を行う、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項５に記載の耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
    スラブの加熱温度を１２００～１３００℃、仕上げ温度を８００～９５０℃で熱間圧延を行い熱延板とし、前記熱延板を巻き取り温度５００℃以下で巻き取り、その後、前記熱延板の焼鈍を９２５～１０００℃で行って、前記冷延素材用フェライト系熱延鋼板を製造する工程を含む、耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
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