WO2017013850A1 - フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017013850A1
WO2017013850A1 PCT/JP2016/003286 JP2016003286W WO2017013850A1 WO 2017013850 A1 WO2017013850 A1 WO 2017013850A1 JP 2016003286 W JP2016003286 W JP 2016003286W WO 2017013850 A1 WO2017013850 A1 WO 2017013850A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
rolling
rolled
steel sheet
ferritic stainless
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/003286
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正崇 吉野
光幸 藤澤
力 上
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CN201680041261.5A priority Critical patent/CN107835865B/zh
Priority to JP2016564107A priority patent/JP6112273B1/ja
Priority to KR1020187001250A priority patent/KR102088341B1/ko
Priority to US15/745,001 priority patent/US20180202023A1/en
Publication of WO2017013850A1 publication Critical patent/WO2017013850A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless hot-rolled steel sheet and hot-rolled annealed sheet having sufficient corrosion resistance and excellent rigidity, and a method for producing them.
  • an exhaust gas recirculation (EGR) system in which exhaust gas generated from an automobile engine is used again as engine intake air has been applied. Exhaust gas generated from the engine is supplied to the engine again after passing through an EGR cooler for lowering the gas temperature.
  • EGR exhaust gas recirculation
  • the flange used at the joint with a member such as an EGR cooler which is subject to vibration all the time when the vehicle is running, has sufficient rigidity to prevent gas leakage due to the generation of gaps between parts due to the deflection of the flange due to vibration.
  • a thick-walled flange for example, a plate thickness: 6 mm or more
  • a flange between members to which vibration is applied all the time when the vehicle is traveling such as an EGR cooler.
  • Patent Document 1 includes mass%, C: 0.015% or less, Si: 0.01 to 0.4%, Mn: 0.01 to 0.8%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 14.0 to less than 18.0%, Ni: 0.05 to 1%, Nb: 0.3 to 0.6%, Ti: 0.05% or less, N: 0.020% or less, Al: 0.10% or less, B: 0.0002 to 0.0020%, the balance is Fe and inevitable impurities, and the content of Nb, C and N is Nb / ( A ferritic stainless hot rolled steel sheet satisfying C + N) ⁇ 16, a Charpy impact value at 0 ° C. of 10 J / cm 2 or more, and a plate thickness of 5.0 to 9.0 mm is disclosed.
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet and hot-rolled annealed steel sheet that can solve such problems and have sufficient corrosion resistance and can be prevented from being bent and twisted after forming, and a method for producing the same.
  • the present inventors have found that the following formula (1) is applied to a steel sheet in order to suppress deformation such as deflection and torsion during vibration after application to a flange or the like. It was found that the absolute value
  • E L is the longitudinal elastic modulus (GPa) in the direction parallel to the rolling direction
  • E D is the longitudinal elastic modulus (GPa) in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction
  • E C is the longitudinal elasticity in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • E L , E D , and E C are respectively determined by the transverse resonance method described in JIS Z 2280-1993 under the temperature condition of 23 ° C. in the rolling direction of the steel sheet, the 45 ° direction of rolling, and the direction perpendicular to the rolling direction. It can be obtained using the measured longitudinal elastic modulus.
  • E L is the longitudinal elastic modulus (GPa) in the direction parallel to the rolling direction
  • E D is the longitudinal elastic modulus (GPa) in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction
  • E C is the longitudinal elasticity in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the component composition is selected from mass%, Cu: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 0.5%, and Co: 0.01 to 0.5%.
  • a ferritic stainless hot-rolled steel sheet and a hot-rolled annealed sheet that have sufficient corrosion resistance and can suppress deflection and twisting after forming can be obtained.
  • sufficient corrosion resistance in the present invention refers to a salt spray cycle test (salt spray (35 ° C., 5% by mass) specified in JIS H8502 on a steel plate whose surface is polished and finished with # 600 emery paper and the end face is sealed. (NaCl, spraying 2 hr) ⁇ drying (60 ° C., relative humidity 40%, 4 hr) ⁇ wetting (50 ° C., relative humidity ⁇ 95%, 2
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet and hot-rolled annealed sheet according to the present invention are, in mass%, C: 0.005-0.060%, Si: 0.02-0.50%, Mn: 0.01-1. 00%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 15.5 to 18.0%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.005 to 0.100 %, Ni: 0.1 to 1.0%, with the balance being a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus calculated by the following formula (1)
  • is 35 GPa or less.
  • E L is the longitudinal elastic modulus in the direction parallel to the rolling direction (GPa)
  • modulus of longitudinal elasticity in the direction of E D is 45 ° to the rolling direction (GPa)
  • E C is the rolling direction and the vertical direction
  • E L , E D , and E C are respectively determined by the transverse resonance method described in JIS Z 2280-1993 under the temperature condition of 23 ° C. in the rolling direction of the steel sheet, the 45 ° direction of rolling, and the direction perpendicular to the rolling direction It can be obtained using the measured longitudinal elastic modulus.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet and hot-rolled annealed sheet of the present invention are intended to be used mainly for thick-walled flanges used for EGR cooler parts of automobiles.
  • the present inventors applied various ferritic stainless steel hot-rolled steel sheets to a thick flange for an EGR cooler, and evaluated the performance in detail. As a result, it has been found that when a ferritic stainless hot rolled steel sheet having an in-plane anisotropy of longitudinal elastic modulus exceeding 35 GPa is applied, large deflection and twist are likely to occur due to vibration during vehicle travel.
  • the present inventors have developed a method for reducing the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus in a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet, in particular, the rolling temperature in each pass of hot rolling consisting of multiple passes using a multi-stage stand. And intensively studied focusing on the reduction ratio.
  • the final 3 pass rolling in the multipass finishing hot rolling consisting of 3 passes or more is performed at a temperature range of 900 to 1100 ° C. and a cumulative reduction ratio of 25% or more (preferably 30% or more), thereby obtaining a longitudinal elastic modulus. It was found that the in-plane anisotropy was significantly reduced and the desired rigidity was obtained.
  • the expanded ferrite grains are distributed along the casting direction in the central part of the thickness of the slab before hot rolling of the ferritic stainless steel.
  • the center portion of the plate thickness has a large number of stretched grains and a small grain interfacial area, so that there are fewer recrystallization sites than the steel plate surface layer portion.
  • the steel plate when a steel plate is rolled, the steel plate mainly deforms and extends from the surface layer portion. For this reason, when the rolling reduction is small, the amount of deformation in the central portion of the plate thickness is small, and almost no rolling strain is introduced into the central portion of the plate thickness.
  • the introduction and recrystallization of strain are repeated in the surface layer portion of the steel sheet, while the progress of recrystallization is greatly delayed in the central portion of the plate thickness.
  • the expanded ferrite grains having a similar crystal orientation generated during casting are likely to remain without being destroyed, and the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus is increased after hot rolling.
  • the present inventors have set the final three passes of the finish hot rolling at 900 to 1100 ° C., which is a temperature range in which recrystallization occurs actively. It was devised to apply a greater reduction than the conventional range, with a cumulative reduction rate of 25% or more.
  • the present inventors systematically affect the effect of the rolling temperature and rolling reduction of each rolling pass on the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus of hot-rolled steel sheet produced by 7-pass finishing hot rolling. Investigated. As a result, the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus of the steel sheet after hot rolling was hardly affected by the temperature and rolling reduction of the first 4 passes, whereas the rolling temperature and rolling reduction of the final 3 passes were not affected. It was found that there is a tendency to be strongly influenced. Therefore, the present inventors investigated in further detail the influence of the rolling temperature and rolling reduction in the final three passes and the cumulative rolling reduction in the final three passes.
  • the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus of the hot-rolled steel sheet tends to be greatly reduced when the final three-pass rolling is performed in the range of 900 to 1100 ° C., and the longitudinal strength of the hot-rolled steel sheet at that time It has been found that the amount of change in the in-plane anisotropy of the elastic modulus can be arranged not by the rolling reduction rate of each pass but by the cumulative rolling reduction rate of the final three passes. That is, the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus in the hot-rolled steel sheet has been found to be important to complete the finish rolling in a temperature range of 900 to 1100 ° C. and a cumulative reduction ratio of 25% or more. .
  • the present inventors investigated the reason why the rolling temperature and the rolling reduction of the rolling pass before the final three passes have little influence on the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus of the hot-rolled steel sheet.
  • the plate thickness before rolling starts is large, and even if the rolling reduction is increased, the rolling strain is not sufficiently introduced to the central portion of the plate thickness, and the rolling temperature is high. For this reason, excessive growth of recrystallized grains generated after rolling occurs, resulting in coarse grains. Therefore, the effect of eliminating the anisotropy of the metal structure due to the formation of recrystallized grains is significantly larger than the cumulative effect in the final three passes. It was found that this was due to a small amount.
  • the rolling strain is effectively introduced to the plate thickness central portion by rolling in the final three passes.
  • the recrystallized sites in the area greatly increase.
  • recrystallization at the center of the plate thickness is promoted, and the expanded ferrite grain structure formed during casting is effectively destroyed,
  • the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus after hot rolling is greatly reduced.
  • rolling temperature at 1100 degrees C or less, the coarsening of a recrystallized grain is suppressed and the cancellation effect of the metal structure anisotropy fully expresses.
  • the absolute value of the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus can be 35 GPa or less, and deformation such as large deflection or torsion during vibration can be suppressed after molding into a thick flange or the like.
  • the present inventors performed hot-rolled sheet annealing of the hot-rolled steel sheet of the present invention in the range of 800 to 900 ° C. or less to improve the formability of the hot-rolled steel sheet. It was found that in addition to the effect of improving the property, the effect of reducing the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus expressed by hot rolling is maintained.
  • the effect of reducing the in-plane anisotropy of the longitudinal elastic modulus in the present invention is due to the fracture of the stretched ferrite grain structure in the center portion of the sheet thickness, and the hot rolled sheet in a predetermined temperature range after hot rolling It has been found that when annealed, no expanded ferrite grains that promote the anisotropy of the steel sheet are generated.
  • the thickness of the ferritic stainless hot rolled steel sheet and ferritic stainless hot rolled annealed sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably a thickness that can be applied to a thick flange. 0.0 mm is preferable.
  • % representing the component composition means mass%.
  • the C content is preferably 0.010 to 0.050%. More preferably, the C content is in the range of 0.020 to 0.045%. More preferably, the C content is in the range of 0.025 to 0.040%. Even more preferably, the C content is in the range of 0.030 to 0.040%.
  • Si 0.02 to 0.50%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer during steel melting. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.02% or more of Si. However, if the Si content exceeds 0.50%, the steel sheet is hardened, the rolling load during hot rolling increases, and the manufacturability in the hot rolling process decreases, which is not preferable. Therefore, the Si content is in the range of 0.02 to 0.50%. Preferably, the Si content is in the range of 0.10 to 0.35%. More preferably, the Si content is in the range of 0.10 to 0.30%.
  • Mn 0.01 to 1.00% If Mn is contained in an excessive amount in the same manner as Si, the steel sheet is hardened, the rolling load during hot rolling increases, and the manufacturability in the hot rolling process decreases, which is not preferable. Moreover, the production amount of MnS may increase and the corrosion resistance may decrease. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1.00%. About the minimum of Mn content, it is set to 0.01% from a viewpoint of the load of a refining process. Preferably, the Mn content is in the range of 0.10 to 0.90%. More preferably, the Mn content is in the range of 0.45 to 0.85%.
  • P 0.04% or less Since P is an element that promotes grain boundary fracture due to grain boundary segregation, it is desirable that P be less.
  • the upper limit of the P content is 0.04%.
  • the P content is 0.03% or less. More preferably, the P content is 0.01% or less.
  • S 0.01% or less
  • S is an element that exists as sulfide inclusions such as MnS and lowers ductility, corrosion resistance, etc., especially when the S content exceeds 0.01%. The adverse effect of the remarkably occurs. For this reason, the S content is desirably as low as possible.
  • the upper limit of the S content is set to 0.01%.
  • the S content is 0.007% or less. More preferably, the S content is 0.005% or less.
  • Cr 15.5 to 18.0% Cr is an element having an effect of improving the corrosion resistance by forming a passive film on the surface of the steel sheet. In order to acquire this effect, it is necessary to make Cr content 15.5% or more. However, if the Cr content exceeds 18.0%, the toughness of the steel sheet is remarkably lowered, which is not preferable. Therefore, the Cr content is in the range of 15.5 to 18.0%. Preferably, the Cr content is in the range of 16.0 to 17.0%. More preferably, the Cr content is in the range of 16.0 to 16.5%.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent similarly to Si. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Al. However, when the Al content exceeds 0.10%, Al inclusions such as Al 2 O 3 increase, and the surface properties tend to be lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.001 to 0.10%. Preferably, the Al content is in the range of 0.001 to 0.07%. More preferably, the Al content is in the range of 0.001 to 0.05%.
  • the N content is preferably 0.010 to 0.075%. More preferably, the N content is in the range of 0.025 to 0.055%. More preferably, the N content is in the range of 0.030 to 0.050%.
  • Ni 0.1 to 1.0%
  • Ni is an element that improves corrosion resistance, and it is effective to contain it particularly when high corrosion resistance is required. This effect becomes remarkable when the content is 0.1% or more. However, if the content exceeds 1.0%, the moldability is lowered, which is not preferable. Therefore, the Ni content is 0.1 to 1.0%. Preferably, the Ni content is in the range of 0.2-0.4%.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Cu 0.1 to 1.0%
  • Mo 0.1 to 0.5%
  • Co 0.01 to 0.5%
  • Cu 0.1 to 1 .0%
  • Cu is an element that improves corrosion resistance, and it is effective to contain it particularly when high corrosion resistance is required. This effect becomes remarkable when the Cu content is 0.1% or more. However, if the Cu content exceeds 1.0%, the formability may deteriorate. Therefore, when Cu is contained, the content is made 0.1 to 1.0%.
  • the Cu content is in the range of 0.2 to 0.4%.
  • Mo 0.1 to 0.5%
  • Mo is an element that improves the corrosion resistance like Ni and Cu, and it is effective to contain it particularly when high corrosion resistance is required. This effect becomes remarkable when the Mo content is 0.1% or more. However, if the Mo content exceeds 0.5%, the steel sheet becomes hard, the rolling load during hot rolling increases, and the manufacturability in the hot rolling process may decrease. Therefore, when it contains Mo, it is 0.1 to 0.5%.
  • the Mo content is in the range of 0.2 to 0.3%.
  • Co 0.01 to 0.5%
  • Co is an element that improves toughness. This effect is obtained when the content is 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, moldability may be reduced. Therefore, if Co is contained, the content is made 0.01 to 0.5% in range.
  • V 0.01 to 0.25%
  • Ti 0.001 to 0.015%
  • Nb 0.001 to 0.025%
  • Mg 0.0002 to 0.0050%
  • B 0.0002 to One or more selected from 0.0050%
  • Ca 0.0002 to 0.0020%
  • REM 0.01 to 0.10%
  • V 0.01 to 0.25%
  • V is an element that forms carbonitride more easily than Cr.
  • V has the effect of suppressing sensitization due to precipitation of Cr carbonitride by precipitating C and N in the steel as V-based carbonitride during hot rolling. In order to acquire this effect, it is necessary to contain V 0.01% or more. However, if the V content exceeds 0.25%, workability may be reduced. Increases manufacturing costs. Therefore, when V is contained, the content is made 0.01 to 0.25%.
  • the V content is in the range of 0.03 to 0.08%.
  • Ti and Nb are elements having high affinity with C and N, and precipitate as carbide or nitride during hot rolling, and have the effect of suppressing sensitization due to precipitation of Cr carbonitride. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Ti or 0.001% or more of Nb. However, if the Ti content exceeds 0.015% or the Nb content exceeds 0.030%, good surface properties may not be obtained due to excessive precipitation of TiN and NbC. Therefore, when Ti is contained, the range is 0.001 to 0.015%, and when Nb is contained, the range is 0.001 to 0.025%.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.003 to 0.010%.
  • the Nb content is preferably in the range of 0.005 to 0.020%. More preferably, the Nb content is in the range of 0.010 to 0.015%.
  • Mg 0.0002 to 0.0050%
  • Mg is an element that has an effect of improving hot workability. In order to acquire this effect, 0.0002% or more of Mg needs to be contained. However, when the Mg content exceeds 0.0050%, the surface quality may deteriorate. Therefore, when Mg is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%.
  • the Mg content is in the range of 0.0005 to 0.0035%. More preferably, the Mg content is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element effective for preventing embrittlement at low temperature secondary work. In order to obtain this effect, 0.0002% or more of B must be contained. However, when the B content exceeds 0.0050%, the hot workability may decrease. Therefore, when B is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%.
  • the B content is in the range of 0.0005 to 0.0035%. More preferably, the B content is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • Ca 0.0002 to 0.0020%
  • Ca is an effective component for preventing clogging of the nozzle due to crystallization of inclusions that are likely to occur during continuous casting.
  • 0.0002% or more of Ca needs to be contained.
  • the Ca content exceeds 0.0020%, CaS may be generated and the corrosion resistance may be reduced. Therefore, when Ca is contained, the content is made 0.0002 to 0.0020%.
  • the Ca content is in the range of 0.0005 to 0.0015%. More preferably, the Ca content is in the range of 0.0005 to 0.0010%.
  • REM 0.01-0.10% REM (Rare Earth Metals) is an element that improves oxidation resistance, and is particularly effective in suppressing the formation of an oxide film on the welded portion and improving the corrosion resistance of the welded portion. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more of REM. However, if the content of REM exceeds 0.10%, productivity such as pickling at the time of cold rolling annealing may be lowered. Moreover, since REM is an expensive element, excessive inclusion is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost. Therefore, when REM is contained, the content is made 0.01 to 0.10%. Preferably, the REM content is in the range of 0.01 to 0.05%.
  • the final 3 passes of finishing rolling are performed in a temperature range of 900 to 1100 ° C. It is obtained by carrying out at a cumulative rolling reduction of 25% or more.
  • the maximum number of passes of finish rolling is not particularly limited from the viewpoint of obtaining a predetermined material.
  • the maximum number of passes exceeds 15 passes, the steel sheet temperature is likely to decrease due to an increase in the number of contacts with the rolling roll.
  • the maximum number of paths is 15 paths or less. More preferably, the maximum number of paths is 10 paths or less.
  • the molten steel having the above component composition is melted by a known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and is made into a steel material (slab) by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the slab is heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly subjected to hot rolling as it is cast without heating.
  • the rough rolling is not particularly limited, but it is preferable to set the cumulative rolling reduction in the rough rolling to 65% or more in order to effectively destroy the cast structure.
  • the sheet is rolled to a predetermined thickness by finish rolling.
  • the final three passes of finish rolling are performed in a temperature range of 900 to 1100 ° C. with a cumulative reduction ratio of 25% or more.
  • Rolling temperature range for the final 3 passes 900-1100 ° C
  • the final three-pass finish rolling it is necessary to effectively introduce rolling strain to the center of the plate thickness and to generate sufficient recrystallization by increasing the cumulative rolling reduction. Therefore, the final three-pass finish rolling must be performed in a temperature range of 900 to 1100 ° C. at which sufficient recrystallization occurs.
  • the rolling temperature of the final three passes is less than 900 ° C., recrystallization does not occur sufficiently and in-plane anisotropy with a predetermined longitudinal elastic modulus cannot be obtained.
  • the rolling temperature of the final three passes exceeds 1100 ° C., the crystal grains become extremely coarse, and in-plane anisotropy with a predetermined longitudinal elastic modulus cannot be obtained. Absent.
  • the rolling temperature for the final three passes is in the range of 900-1075 ° C. More preferably, the rolling temperature in the final three passes is in the range of 930 to 1050 ° C.
  • the rolling temperature range of the first pass in the final three passes is 950 to 1100 ° C., which is performed next to the first pass.
  • the rolling temperature range of the second pass is preferably 925 to 1075 ° C.
  • the rolling temperature range of the third pass performed after the second pass is preferably 900 to 1050 ° C.
  • Cumulative rolling reduction of 25% or more in the final three passes In order to effectively impart rolling strain to the center of the plate thickness of the steel sheet, rolling of 25% or more is required as the cumulative rolling reduction for the final three passes of finish rolling. If the cumulative rolling reduction is less than 25%, the introduction of rolling strain into the center of the sheet thickness is insufficient, and recrystallization at the center of the sheet thickness is delayed, and in-plane anisotropy with a predetermined longitudinal elastic modulus cannot be obtained. . Therefore, it is preferable that the cumulative rolling reduction is 25% or more. More preferably, the cumulative rolling reduction is 30% or more. More preferably, the cumulative rolling reduction is 35% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited, but if the cumulative rolling reduction is excessively increased, the rolling load increases and the productivity decreases, and surface roughness may occur after rolling. It is preferable to do.
  • the cumulative rolling reduction is 100 ⁇ (final plate thickness / plate thickness before starting the final three-pass rolling) ⁇ 100 [%].
  • the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the final three passes of finish rolling are controlled, and the rolling temperature and cumulative rolling reduction of finish rolling are controlled. If the final four passes or more, since the rolling reduction rate in each pass is small, the introduced strain hardly contributes to the reduction of the anisotropy of the longitudinal elastic modulus, and there is a sufficient effect of reducing the anisotropy of the longitudinal elastic modulus. I can't get it.
  • the rolling temperature and the cumulative reduction ratio of the finish rolling are controlled to the final two passes or less, the rolling load is significantly increased and the productivity is lowered because the large reduction with the cumulative reduction ratio of 25% or more is performed in two passes. This is not preferable. Therefore, in the method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to the present invention, the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the final three passes of finish rolling are controlled.
  • the steel sheet After finishing rolling, the steel sheet is cooled, and then the steel sheet is wound to form a hot-rolled steel strip.
  • the coiling temperature is not particularly limited, but in the case of a steel component in which an austenite phase is generated during hot rolling, when the coiling temperature is less than 500 ° C., the austenite phase is transformed into a martensite phase, The rolled steel sheet may become hard and formability may deteriorate. Therefore, the winding process is preferably performed at 500 ° C. or higher.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed sheet may be obtained by performing hot-rolled sheet annealing in the range of 800 to 900 ° C. after the hot rolling step.
  • Hot-rolled sheet annealing temperature 800-900 ° C
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 800 ° C.
  • recrystallization does not occur sufficiently, so that the work structure by hot rolling remains and the effect of improving formability cannot be obtained.
  • the temperature exceeds 900 ° C. an anustenite phase is generated during annealing, and the anisotropy of the longitudinal elastic modulus increases, that is, the in-plane anisotropy of the predetermined longitudinal elastic modulus that has been developed in the hot-rolled steel sheet disappears. There is.
  • the temperature range is preferably set to 800 to 900 ° C.
  • maintenance time and method of hot-rolled sheet annealing You may implement by either box annealing (batch annealing) or continuous annealing.
  • the obtained hot-rolled steel sheet or the steel sheet subjected to hot-rolled sheet annealing may be subjected to descaling treatment by shot blasting or pickling as necessary. Furthermore, in order to improve the surface properties, grinding or polishing may be performed.
  • a molten stainless steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted by refining a converter with a capacity of 150 ton and strong stirring and vacuum oxygen decarburization (SS-VOD), and a steel slab having a width of 1000 mm and a thickness of 200 mm by continuous casting. did.
  • the slab was heated at 1200 ° C. for 1 h, and then subjected to reverse rough rolling using a three-stage stand as hot rolling to obtain a steel plate of about 40 mm, and then the final three passes (fifth pass) of 7-pass finish rolling. , 6th pass, 7th pass) were performed under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets.
  • some hot-rolled steel sheets (No. 25, 26, and 38 in Table 2) were subjected to hot-rolled sheet annealing that was furnace-cooled after holding for 8 hours under the conditions shown in Table 2 after hot rolling. I got a plate.
  • the obtained hot-rolled steel sheet and hot-rolled annealed sheet were evaluated as follows.
  • Photograph the surface of the specimen after 8 cycles of salt spray cycle test measure the rusting area on the specimen surface by image analysis, and calculate the rusting rate (( Rust area / total area of test piece) ⁇ 100 [%]) was calculated.
  • a rusting rate of 10% or less was determined to pass with excellent corrosion resistance ()), more than 10% to 25% or less passed ( ⁇ ), and more than 25% to reject (x).
  • the ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet obtained by the present invention is particularly suitable for applications requiring rigidity and corrosion resistance, for example, application to flanges of EGR coolers.

Abstract

十分な耐食性を有すると共に、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法を提供すること。　質量％で、Ｃ：０．００５～０．０６０％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。 ｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥC）／２｜・・・（１） ここで、ＥLは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥDは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥCは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。

Description

フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法
　本発明は、十分な耐食性を有し、剛性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
　近年、自動車における排気ガスに関する法規制の強化が進んでおり、燃費の向上が急務となっている。そこで、自動車のエンジンから生じた排気ガスを再度エンジンの吸気として用いる排気ガス再循環（Ｅｘｈａｕｓｔ　Ｇａｓ　Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムの適用が進んでいる。エンジンから生じた排気ガスは、ガス温度を下げるためのＥＧＲクーラーを通過した後に再度エンジンに供給される。排気ガスを循環させるにあたっては、ガスの漏洩を防ぐために各部品間にフランジを設置する必要がある。中でも、自動車走行時に終始振動が加わるＥＧＲクーラーのような部材との接合部に用いるフランジには、振動によるフランジのたわみに起因した部品間の間隙の発生によるガス漏洩を防止するために十分な剛性を発現させる必要がある。このことから、ＥＧＲクーラーのような自動車走行時に終始振動が加わる部材間のフランジには厚肉（例えば、板厚：６ｍｍ以上）のフランジが用いられている。
　従来、このような厚肉のフランジには普通鋼が用いられてきた。しかし、ＥＧＲシステムのような排気ガスが通過する部品では、排気ガスによる腐食が懸念される。そのため、普通鋼に比べて耐食性に優れるステンレス鋼の適用が検討されており、厚肉のフランジに適用できる十分な剛性を有した、板厚の大きい（例えば、板厚：６ｍｍ以上の）フェライト系ステンレス熱延鋼板が求められている。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０１～０．４％、Ｍｎ：０．０１～０．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４．０～１８．０％未満、Ｎｉ：０．０５～１％、Ｎｂ：０．３～０．６％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００２～０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、Ｎｂ、ＣおよびＮの含有量がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１６を満たし、０℃におけるシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上であり、板厚が５．０～９．０ｍｍであるフェライト系ステンレス熱延鋼板が開示されている。
　これに対し、近年、ＴｉやＮｂ等のＣ、Ｎ安定化元素の含有量を極力少なくした比較的安価なステンレス鋼（例えばＳＵＳ４３０、１３Ｃｒステンレス鋼など）が強く求められている。
国際公開第２０１４／１５７５７６号
　しかしながら、従来のＴｉおよびＮｂを含有しないフェライト系ステンレス熱延鋼板を上記のフランジ等に成形した場合、振動時等にたわみやねじれが発生しやすいという問題がある。
　本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性を有すると共に、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、課題を解決するために詳細な検討を行った結果、フランジ等への適用後、振動時にたわみやねじれ等の変形を抑制するためには、鋼板において、以下の式（１）で表される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜を小さくすればよいことを知見した。さらに、この縦弾性率の面内異方性の絶対値を３５ＧＰａ以下にすることで、フランジ等において十分に実用化できることも知見した。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜　　　・・・（１）
　ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
　また、ＥＬ、ＥＤ、ＥＣは、それぞれ、鋼板の圧延方向、圧延４５°方向、圧延方向と垂直方向について、２３℃の温度条件下、ＪＩＳ　Ｚ　２２８０－１９９３に記載の横共振法により測定した縦弾性率を用いて得ることができる。
　そして、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、特に多パスからなる仕上げ熱間圧延工程の最終３パスにおける圧延温度域および累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を適切に制御することにより、縦弾性率の面内異方性を大幅に低減できることを知見した。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５～０．０６０％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜　　　・・・（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
［２］成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｃｏ：０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［３］成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎｂ：０．００１～０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００２～０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して得られるフェライト系ステンレス熱延焼鈍板。
［５］上記［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上げ圧延を行う熱間圧延工程において、仕上げ圧延の最終３パスを温度範囲９００～１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
［６］上記［５］に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法を用い、
　前記熱間圧延工程後に、さらに８００～９００℃で熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法。
　本発明によれば、十分な耐食性を有し、成形後のたわみやねじれを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板が得られる。
　なお、本発明における十分な耐食性とは、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした鋼板にＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験（塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧２ｈｒ）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、４ｈｒ）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、２ｈｒ））を１サイクルとする試験）を８サイクル行った場合の鋼板表面における発錆面積率（＝発錆面積／鋼板全面積×１００［％］）が２５％以下であることを意味する。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０６０％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下である。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜　　　・・・（１）
なお、ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
　また、ＥＬ、ＥＤ、ＥＣは、それぞれ、鋼板の圧延方向、圧延４５°方向、圧延方向と垂直方向について、２３℃の温度条件下、ＪＩＳ　Ｚ　２２８０－１９９３に記載の横共振法により測定した縦弾性率を用いて得ることができる。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板は、主に自動車のＥＧＲクーラー部品に用いる厚肉のフランジに使用されることを目的としている。本発明者らは、各種フェライト系ステンレス熱延鋼板をＥＧＲクーラー用の厚肉フランジに適用し、その性能を詳細に評価した。その結果、縦弾性率の面内異方性の絶対値が３５ＧＰａを超えるフェライト系ステンレス熱延鋼板を適用した場合、自動車走行時の振動により大きなたわみやねじれが生じやすいことを突き止めた。
　そこで、本発明者らは、フェライト系ステンレス熱延鋼板において縦弾性率の面内異方性を低減する方法を、特に多段のスタンドを用いた多パスからなる熱間圧延の各パスにおける圧延温度と圧下率に着目して鋭意検討した。その結果、３パス以上からなる多パスの仕上げ熱間圧延における最終３パスの圧延を、温度範囲９００～１１００℃、累積圧下率２５％以上（好ましくは３０％以上）で行うことにより縦弾性率の面内異方性が大幅に低減し、所望の剛性も得られることを見出した。
　上記手法により、所望の縦弾性率の面内異方性が発現する理由について以下に説明する。
　フェライト系ステンレス熱延鋼板の縦弾性率は、鋼板の集合組織に強く依存する。熱延鋼板の集合組織は圧延による加工ひずみの導入と再結晶を繰り返すことにより形成されるため、その集合組織は圧延加工を行う温度とそのひずみ量によって制御できる。
　一方、フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延前のスラブの板厚中央部には、展伸フェライト粒が鋳造方向に沿って連なって分布している。このようなステンレス鋼スラブを従来の技術で熱間圧延した場合、板厚中央部は展伸粒が多く粒界面積が少ないために鋼板表層部に比べて再結晶サイトが少なくなる。
　さらに、鋼板を圧延した場合、鋼板は主に表層部から変形して伸張する。そのため、圧下率が小さい場合には板厚中央部の変形量が小さくなり、板厚中央部に圧延ひずみがほとんど導入されない。
　そして、従来技術による熱間圧延では、鋼板表層部ではひずみの導入と再結晶が繰り返される一方で、板厚中央部では再結晶の進行が大きく遅滞する。それにより、鋳造時に生成した類似の結晶方位を有する展伸フェライト粒が破壊されずに残存しやすくなり、熱間圧延後に縦弾性率の面内異方性は大きくなる。
　このような縦弾性率の面内異方性を抑制する最適な方法として、本発明者らは、仕上げ熱間圧延の最終３パスを再結晶が活発に生じる温度域である９００～１１００℃の範囲で、かつ累積圧下率を２５％以上と従来よりも大きな圧下を加えることを考案した。
　具体的には、本発明者らは７パスの仕上げ熱間圧延により製造される熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性に及ぼす各圧延パスの実施温度および圧下率の影響を系統的に調査した。その結果、熱間圧延後の鋼板の縦弾性率の面内異方性は前半４パスの温度および圧下率にはほとんど影響されなかったのに対し、最終３パスの圧延温度および圧下率には強く影響される傾向があることを知見した。そこで、本発明者らは最終３パスの圧延温度、圧下率および最終３パスの累積圧下率の影響をさらに詳細に調査した。その結果、熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性は最終３パス圧延を９００～１１００℃の範囲で実施した場合に大きく低減される傾向があり、かつその際の熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性の変化量は、各パスの圧下率ではなく、最終３パスの累積圧下率で整理できることを知見した。すなわち、熱延鋼板における縦弾性率の面内異方性は、仕上げ圧延を９００～１１００℃の温度範囲、かつ累積圧下率で２５％以上で行って完了させることが重要であることを見出した。
　本発明者らは、最終３パスより前の圧延パスの圧延温度および圧下率が熱延鋼板の縦弾性率の面内異方性に与える影響が小さい理由を調査した。その結果、最終３パスよりも前の圧延パスでは圧延開始前の板厚が大きく、圧下率を大きくしたとしても板厚中央部にまで十分に圧延ひずみが導入されないことに加え、圧延温度が高いために圧延後に生成した再結晶粒の過度な成長が生じて粗大粒となるために、再結晶粒の生成による金属組織の異方性解消効果が最終３パスでの累積効果に比較して大幅に少ないためであることが判明した。
　一方、最終３パスの累積圧下率を２５％以上と従来以上に大きくした場合、最終３パスの圧延によって鋼板の板厚中央部にまで圧延ひずみが効果的に導入されるため、板厚中央部における再結晶サイトが大きく増加する。このような圧延を再結晶が活発に生じる９００～１１００℃の範囲で行うことにより板厚中央部の再結晶が促進され、鋳造時に形成された展伸フェライト粒組織が効果的に破壊され、熱間圧延後の縦弾性率の面内異方性が大幅に低減される。また、圧延温度を１１００℃以下で行うことにより再結晶粒の粗大化が抑制され、金属組織の異方性の解消効果が十分に発現する。この技術により、縦弾性率の面内異方性の絶対値を３５ＧＰａ以下とし、厚肉のフランジ等への成形後、振動時の大きなたわみやねじれ等の変形を抑制することができる。
　さらに、本発明者らは、熱延鋼板の成形性向上のため、本発明の熱延鋼板に８００～９００℃以下の範囲で熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得た場合、成形性の向上効果に加え、熱間圧延によって発現した縦弾性率の面内異方性の低減効果が維持されることを見出した。これは、本発明における縦弾性率の面内異方性の低減効果が板厚中央部における展伸フェライト粒組織の破壊に起因するものであり、熱間圧延後に所定の温度範囲で熱延板焼鈍を行った場合には鋼板の異方性を助長するような展伸フェライト粒が生成しないためであることが判明した。
　また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の板厚は、特に限定されないが、厚肉のフランジに適用できる板厚であることが望ましいため、５．０～１５．０ｍｍとすることが好ましい。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の成分組成について説明する。
以下、特に断らない限り、成分組成を表す％は質量％を意味する。
　Ｃ：０.００５～０.０６０％
　Ｃを多量に含有する場合、加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｃ含有量は０．０６０％を上限とする。一方、Ｃ含有量を極度に低下させることは精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｃ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｃ含有量は０．０１０～０．０５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０２０～０．０４５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０２５～０．０４０％の範囲である。さらにより好ましくは、Ｃ含有量は０．０３０～０．０４０％の範囲である。
　Ｓｉ：０．０２～０．５０％
　Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには０．０２％以上のＳｉの含有が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２～０．５０％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０～０．３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０～０．３０％の範囲である。
　Ｍｎ：０．０１～１．００％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に過剰に含有すると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下するため好ましくない。また、ＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｎ含有量の下限については、精錬工程の負荷の観点から０．０１％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０～０．９０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．４５～０．８５％の範囲である。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため少ない方が望ましく、Ｐ含有量の上限を０．０４％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０１％以下である。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特にＳ含有量が０．０１％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのため、Ｓ含有量は極力低い方が望ましく、本発明ではＳ含有量の上限を０．０１％とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００７％以下である。さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
　Ｃｒ：１５．５～１８．０％
　Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、鋼板の靭性が著しく低下するため好ましくない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５～１８．０％の範囲とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０～１７．０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１６．０～１６．５％の範囲である。
　Ａｌ：０．００１～０．１０％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上のＡｌの含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１０％の範囲とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１～０．０７％の範囲である。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．００１～０．０５％の範囲である。
　Ｎ：０．００５～０．１００％
　Ｎを多量に含有する場合、Ｃと同様に加工性の低下やＣｒ系炭窒化物の析出による鋭敏化および靭性の低下を招くため、Ｎ含有量は０．１００％を上限とする。一方、Ｎ含有量を極度に低下させることはＣと同様に精錬コストの著しい上昇を招くため、Ｎ含有量の下限は常法の精錬において製造コストの著しい上昇を招かないレベルである０．００５％とする。製鋼工程における安定製造性の観点から、Ｎ含有量は０．０１０～０．０７５％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０２５～０．０５５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０３０～０.０５０％の範囲である。
　Ｎｉ：０．１～１．０％
　Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、含有量が１．０％を超えると成形性が低下するため好ましくない。そのため、Ｎｉ含有量は０．１～１．０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２～０．４％の範囲である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　以上の成分組成により本発明の効果は得られるが、さらに製造性あるいは材料特性を向上させる目的で以下の元素を含有することができる。
　Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｃｏ：０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｕ：０．１～１．０％
　Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＣｕの含有で顕著となる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると成形性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、０．１～１．０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２～０．４％の範囲である。
　Ｍｏ：０．１～０．５％
　ＭｏはＮｉおよびＣｕと同様に耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上のＭｏの含有で顕著となる。しかし、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大し、熱間圧延工程における製造性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏを含有する場合は、０．１～０．５％とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．２～０．３％の範囲である。
　Ｃｏ：０．０１～０．５％
　Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、含有量が０．５％を超えると成形性を低下させる場合がある。そのため、Ｃｏを含有する場合の含有量は、０．０１～０．５％の範囲とする。
　Ｖ：０．０１～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎｂ：０．００１～０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００２～０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｖ:０．０１～０．２５％
　ＶはＣｒよりも炭窒化物を形成しやすい元素である。Ｖは熱間圧延時に鋼中のＣおよびＮをＶ系の炭窒化物として析出させることにより、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためにはＶを０．０１％以上含有する必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下する場合がある。製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１～０．２５％の範囲とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０３～０．０８％の範囲である。
　Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎｂ：０．００１～０．０２５％
　ＴｉおよびＮｂはＶと同様に、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、Ｃｒ炭窒化物の析出による鋭敏化を抑制する効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ、あるいは０．００１％以上のＮｂを含有する必要がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．０１５％を超える、あるいはＮｂ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮおよびＮｂＣの過剰な析出により良好な表面性状を得ることができない場合がある。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１～０．０１５％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１～０．０２５％の範囲とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３～０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．００５～０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．０１５％の範囲である。
　Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％
　Ｍｇは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＭｇの含有が必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する場合がある。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２～０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．００２０％の範囲である。
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％
　Ｂは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上のＢの含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２～０．００５０％の範囲とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５～０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５～０．００２０％の範囲である。
　Ｃａ：０．０００２～０．００２０％
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには０．０００２％以上のＣａの含有が必要である。しかし、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｃａを含有する場合は０．０００２～０．００２０％の範囲とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００１５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００１０％の範囲である。
　ＲＥＭ：０．０１～０．１０％
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌｓ）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜の形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには０．０１％以上のＲＥＭの含有が必要である。しかし、０．１０％を超えてＲＥＭを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な含有は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１～０．１０％の範囲とする。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０１～０．０５％の範囲である。
　次に本発明のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法について説明する。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は上記成分組成を有する鋼スラブに対して、粗圧延および３パス以上の仕上げ圧延からなる熱間圧延において、仕上げ圧延の最終３パスの圧延を温度範囲９００～１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うことにより得られる。
　なお、仕上げ圧延の最大パス数は、所定材質を得るという観点で特に制約はないが、最大パス数が１５パスよりも多くなると、圧延ロールとの接触回数の増加による鋼板温度の低下が生じやすくなり、鋼板温度を所定温度範囲内に維持するために外部からの加熱が必要になる等の製造性の低下または製造コストの増加を招く場合がある。そのため、最大パス数は１５パス以下とすることが好ましい。より好ましくは、最大パス数は１０パス以下である。
　まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（スラブ）とする。
　このスラブを、１１００～１２５０℃で１～２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延に供する。本発明では粗圧延については特に限定すべき点はないが、鋳造組織を効果的に破壊するために粗圧延における累積圧下率を６５％以上とすることが好ましい。その後、仕上げ圧延により所定板厚まで圧延するが、仕上げ圧延の最終３パスの圧延を９００～１１００℃の温度範囲で、累積圧下率２５％以上で行う。
　最終３パスの圧延温度範囲：９００～１１００℃
　最終３パスの仕上げ圧延では、累積圧下率を大きくすることにより、板厚中央へ圧延ひずみを効果的に導入するとともに十分な再結晶を生じさせる必要がある。そのため、最終３パスの仕上げ圧延は再結晶が十分に生じる９００～１１００℃の温度範囲で行う必要がある。最終３パスの圧延温度が９００℃未満の場合、再結晶が十分に生じず所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。一方、最終３パスの圧延温度が１１００℃を超えると、結晶粒が著しく粗大化し所定の縦弾性率の面内異方性が得られないことに加え、熱延鋼板の靭性が低下するため好ましくない。好ましくは、最終３パスの圧延温度は９００～１０７５℃の範囲である。より好ましくは、最終３パスの圧延温度は９３０～１０５０℃の範囲である。また、最終３パスにおける特定パスで過度の圧延負荷がかかることを防ぐため、最終３パスのうち、第１パス目の圧延温度範囲を９５０～１１００℃、この第１パスの次に行われる第２パス目の圧延温度範囲を９２５～１０７５℃、この第２パスの次に行われる第３パス目の圧延温度範囲を９００～１０５０℃とすることが好ましい。
　最終３パスの累積圧下率２５％以上
　鋼板の板厚中央へ圧延ひずみを効果的に付与するためには、仕上げ圧延の最終３パスについて、累積圧下率で２５％以上の圧下が必要である。累積圧下率が２５％未満では、板厚中央への圧延ひずみの導入が不十分となって板厚中央部の再結晶が遅滞し、所定の縦弾性率の面内異方性が得られない。そのため、累積圧下率を２５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、累積圧下率は３０％以上である。さらに好ましくは、累積圧下率は３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延負荷が上昇して製造性が低下するとともに、圧延後に表面肌荒れが発生する場合があるため、６０％以下とすることが好ましい。
　また、上記の累積圧下率は、１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］である。
　また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御することを特徴とし、仕上げ圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の４パス以上とすると、各パスでの圧延下率が小さいため導入したひずみが縦弾性率の異方性の低減にほとんど寄与せず、十分な縦弾性率の異方性の低減効果が得られない。また、仕上げ圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の２パス以下とすると、２パスで累積圧下率２５％以上の大圧下を行うために圧延負荷が著しく上昇し製造性が低下する場合があるため好ましくない。よって、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御する。
　また、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御するように、３パス以上の仕上げ圧延であれば、何パスの仕上げ圧延を行ってもよい。
　仕上げ圧延終了後は、鋼板の冷却を行い、次いで鋼板の巻取り処理を行い熱延鋼帯とする。本発明において巻取り温度は特に限定されないが、熱間圧延中にオーステナイト相が生成する鋼成分の場合、巻取り温度を５００℃未満とした場合、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態し、熱延鋼板が硬質化して成形性が低下する場合がある。そのため、巻取り処理は５００℃以上で行うことが好ましい。
　本発明では上記熱間圧延工程を完了した時点で所望の耐食性ならびに所望の縦弾性率の面内異方性が得られるが、成形性を向上させる目的で、フェライト系ステンレス熱延鋼板に対して、熱間圧延工程後に８００～９００℃の範囲で熱延板焼鈍を行い、フェライト系ステンレス熱延焼鈍板を得てもよい。
　熱延板焼鈍温度：８００～９００℃
　熱延板焼鈍温度を８００℃未満とした場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延による加工組織が残存し成形性の向上効果が得られない。一方、９００℃を超えると焼鈍時にオーステナイト相が生成して縦弾性率の異方性が大きくなり、すなわち熱延鋼板で発現していた所定の縦弾性率の面内異方性が消失する場合がある。また、９００℃超で熱延板焼鈍を行った後の冷却速度が速い場合、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態して鋼板が硬質化するためにかえって成形性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍を行う場合には温度範囲を８００～９００℃とすることが好ましい。なお、熱延板焼鈍の保持時間および手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）、連続焼鈍のどちらで実施してもかまわない。
　得られた熱延鋼板あるいは熱延板焼鈍を行った鋼板（熱延焼鈍板）には、必要に応じてショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行っても良い。さらに、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施しても良い。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼を容量１５０ｔｏｎの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（ＳＳ－ＶＯＤ）の精錬で溶製し、連続鋳造により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとした。該スラブを１２００℃で１ｈ加熱後に、熱間圧延として３段のスタンドを用いたリバース式の粗圧延を行って約４０ｍｍの鋼板とし、ついで７パスからなる仕上げ圧延の最終３パス（５パス目、６パス目、７パス目）を表２に記載の条件で行い熱延鋼板とした。また、一部の熱延鋼板（表２中、Ｎｏ．２５、２６、３８）については熱間圧延後に表２に記載の条件で８ｈ保持後に炉冷する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得た。
　得られた熱延鋼板および熱延焼鈍板について、以下の評価を行った。
　（１）面内異方性の評価
　圧延平行方向、圧延４５°方向および圧延直角方向を長手として６０ｍｍ長さ×１０ｍｍ幅×２ｍｍ厚の試験片を、板厚中央±１ｍｍ内の位置からそれぞれ採取した。採取した試験片についてＪＩＳ　Ｚ　２２８０－１９９３に記載の横共振法により２３℃における縦弾性率を測定し、下式（１）により縦弾性率の面内異方性の絶対値（｜ΔＥ｜）を算出した。
｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜　　　（１）
ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と垂直方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下である場合を、フランジ等への成形後のたわみやねじれを十分に抑制可能であると判断し、合格（○）とした。縦弾性率の面内異方性｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ超である場合を、不合格（×）とした。
　（２）耐食性の評価
　熱延鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈr）→乾燥（６０℃、４ｈr、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈr、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００　［％］）を算出した。発錆率が１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
　評価結果を熱間圧延条件と併せて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　鋼成分、熱間圧延条件および熱延板焼鈍条件が本発明の範囲を満たすＮｏ．１～２１、Ｎｏ．２５～３４は、縦弾性率の面内異方性の絶対値（｜ΔＥ｜）が３５ＧＰａ以下と小さく所望の剛性が得られている。さらに得られた熱延鋼板あるいは熱延焼鈍板の耐食性を評価した結果、いずれも発錆率は２５％以下であり十分な耐食性も有していることが確認された。
　特に、０．５２質量％のＮｉおよび０．４質量％のＣｕを含有させた鋼Ｃを用いたＮｏ．１４～１７、および０．３質量％のＭｏを含有させた鋼Ｊを用いたＮｏ．３２では、発錆率が１０％以下と一層優れた耐食性が得られた。
　最終３パスの累積圧下率が本発明の範囲を下回るＮｏ．２２では板厚中央部に展伸粒が多量に残存したために、縦弾性率の面内異方性が大きくなり、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。
　最終３パスの圧延において、７パス目の最終温度のみが本発明の範囲を下回るＮｏ．２３、および最終３パスの圧延温度が全て本発明の範囲を下回るＮｏ．２４では、所定の累積圧下率で圧延したにも関わらず、板厚中央部における再結晶が不十分となり、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。また、最終３パスの圧延温度が全て本発明の範囲を上回るＮｏ．３７では、結晶粒が粗大化し、所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。
　熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３８では、熱延板焼鈍時のオーステナイトが生成したために所定の｜ΔＥ｜が得られなかった。所定の｜ΔＥ｜を得られなかったＮｏ．２２～２４、３７、３８の鋼板を厚肉フランジに適用すると、振動時にたわみやねじれが発生することが確認できた。
　Ｃｒ量が本発明の範囲を下回る鋼Ｍを用いたＮｏ．３５では、鋼板表面に十分に不動態皮膜を形成できず、所望の耐食性を得られなかった。
　Ｃｒ量が本発明の範囲を上回る鋼Ｎを用いたＮｏ．３６では鋳造後の冷却時にスラブ内に生じた割れを原因とした熱間圧延工程途中での破断が生じ、所定の評価を行うことができなかった。
　本発明で得られるフェライト系ステンレス熱延鋼板は、剛性と耐食性が要求される用途、例えばＥＧＲクーラーのフランジへの適用に特に好適である。
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．００５～０．０６０％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００５～０．１００％、Ｎｉ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　下式（１）で算出される縦弾性率の面内異方性の絶対値｜ΔＥ｜が３５ＧＰａ以下であるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
    ｜ΔＥ｜＝｜（ＥＬ－２×ＥＤ＋ＥＣ）／２｜　　　・・・（１）
    ここで、ＥＬは圧延方向に平行な方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＤは圧延方向に対して４５°の方向の縦弾性率（ＧＰａ）、ＥＣは圧延方向と直角方向の縦弾性率（ＧＰａ）である。
  2. 　成分組成として、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｃｏ：０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
  3. 　成分組成として、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．０１５％、Ｎｂ：０．００１～０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％、Ｃａ：０．０００２～０．００２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して得られるフェライト系ステンレス熱延焼鈍板。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上げ圧延を行う熱間圧延工程で、仕上げ圧延の最終３パスを温度範囲９００～１１００℃、累積圧下率２５％以上で行うフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項５に記載のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法を用い、
    　前記熱間圧延工程後に、さらに８００～９００℃で熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス熱延焼鈍板の製造方法。
     
     
PCT/JP2016/003286 2015-07-17 2016-07-11 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法 WO2017013850A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201680041261.5A CN107835865B (zh) 2015-07-17 2016-07-11 铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板以及它们的制造方法
JP2016564107A JP6112273B1 (ja) 2015-07-17 2016-07-11 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法
KR1020187001250A KR102088341B1 (ko) 2015-07-17 2016-07-11 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 열연 어닐링판, 그리고 그들의 제조 방법
US15/745,001 US20180202023A1 (en) 2015-07-17 2016-07-11 Hot rolled ferritic stainless steel sheet, hot rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-142611 2015-07-17
JP2015142611 2015-07-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017013850A1 true WO2017013850A1 (ja) 2017-01-26

Family

ID=57834141

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/003286 WO2017013850A1 (ja) 2015-07-17 2016-07-11 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20180202023A1 (ja)
JP (1) JP6112273B1 (ja)
KR (1) KR102088341B1 (ja)
CN (1) CN107835865B (ja)
TW (1) TWI605134B (ja)
WO (1) WO2017013850A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6304469B1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
WO2018074164A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
CN110546294A (zh) * 2017-04-27 2019-12-06 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
CN111295458A (zh) * 2017-10-30 2020-06-16 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109023072A (zh) * 2018-09-04 2018-12-18 合肥久新不锈钢厨具有限公司 一种高稳定性耐腐蚀不锈钢及其制备方法
EP3896178A4 (en) * 2018-12-11 2022-03-16 JFE Steel Corporation FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63169330A (ja) * 1987-01-03 1988-07-13 Nisshin Steel Co Ltd 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH10121205A (ja) * 1995-09-26 1998-05-12 Kawasaki Steel Corp 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2001303204A (ja) * 2000-04-19 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐熱性フェライト系ステンレス鋼とその鋼板
JP2003089851A (ja) * 2001-09-14 2003-03-28 Nisshin Steel Co Ltd 高弾性を有する高強度複相ステンレス鋼板およびその製造法
JP2006241592A (ja) * 2005-02-03 2006-09-14 Nisshin Steel Co Ltd Ｃｐｕソケット枠用またはｃｐｕ固定カバー用高剛性ステンレス鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2772237B2 (ja) * 1994-03-29 1998-07-02 川崎製鉄株式会社 面内異方性が小さいフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
US5851316A (en) * 1995-09-26 1998-12-22 Kawasaki Steel Corporation Ferrite stainless steel sheet having less planar anisotropy and excellent anti-ridging characteristics and process for producing same
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP5196807B2 (ja) * 2007-02-26 2013-05-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP2980251B1 (en) 2013-03-27 2017-12-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
CN103194689B (zh) * 2013-03-28 2017-08-04 宝钢不锈钢有限公司 具备优良成形性和耐腐蚀性能的高强度铁素体不锈钢及其制造方法
CN103506383B (zh) * 2013-09-26 2016-04-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 超纯铁素体不锈钢热轧制造方法
JP5987996B2 (ja) * 2014-01-08 2016-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN103966516A (zh) * 2014-04-28 2014-08-06 宝钢不锈钢有限公司 一种尾气净化系统用低成本不锈钢及制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63169330A (ja) * 1987-01-03 1988-07-13 Nisshin Steel Co Ltd 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH10121205A (ja) * 1995-09-26 1998-05-12 Kawasaki Steel Corp 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2001303204A (ja) * 2000-04-19 2001-10-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐熱性フェライト系ステンレス鋼とその鋼板
JP2003089851A (ja) * 2001-09-14 2003-03-28 Nisshin Steel Co Ltd 高弾性を有する高強度複相ステンレス鋼板およびその製造法
JP2006241592A (ja) * 2005-02-03 2006-09-14 Nisshin Steel Co Ltd Ｃｐｕソケット枠用またはｃｐｕ固定カバー用高剛性ステンレス鋼板

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6304469B1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
WO2018074164A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
CN110546294A (zh) * 2017-04-27 2019-12-06 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
CN110546294B (zh) * 2017-04-27 2022-03-22 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
CN111295458A (zh) * 2017-10-30 2020-06-16 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TWI605134B (zh) 2017-11-11
JP6112273B1 (ja) 2017-04-12
CN107835865B (zh) 2020-05-05
TW201708561A (zh) 2017-03-01
KR20180017177A (ko) 2018-02-20
US20180202023A1 (en) 2018-07-19
JPWO2017013850A1 (ja) 2017-07-27
KR102088341B1 (ko) 2020-03-12
CN107835865A (zh) 2018-03-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6112273B1 (ja) フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法
KR101638719B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR102201004B1 (ko) 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법
JP5396752B2 (ja) 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP4740099B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2013099136A1 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2011122237A1 (ja) 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
US20190177824A1 (en) Ferritic stainless steel
JP6432720B1 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
EP3556880A1 (en) Ferrite stainless hot-rolled steel sheet and production method therefor
WO2013054464A1 (ja) 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP3093362B1 (en) Ferritic stainless steel and method for producing same
JP4065579B2 (ja) 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2987815B2 (ja) プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法
JP6304469B1 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
KR101673218B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강
JP2004137554A (ja) 加工性に優れた鋼板及びその製造方法
JP2001207244A (ja) 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP7038799B2 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
JPH08100238A (ja) 耐食性に優れた加工用冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016564107

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16827418

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187001250

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15745001

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 16827418

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1