JP2002105605A - 常温加工性および高温での機械特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 - Google Patents
常温加工性および高温での機械特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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温疲労特性に優れ、かつ常温での加工性に
も優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 質量百分率で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.
2 〜1.0 ％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、Ni：
2.0 ％以下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、Nb：
0.2 〜0.8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成にすると共に、板面法線方
向から見た 1/4板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／
ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に制御する。
も優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 質量百分率で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.
2 〜1.0 ％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、Ni：
2.0 ％以下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、Nb：
0.2 〜0.8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部はFe
および不可避的不純物の組成にすると共に、板面法線方
向から見た 1/4板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／
ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に制御する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、常温での加工性お
よび高温での機械特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に関し、例えば自動車の排ガス
系部品、中でも溶接によりパイプとしたのち、曲げ加工
し、さらに拡管加工を施す、といった２回以上の加工を
経るような、加工条件が過酷で、かつエンジンからの排
ガスで 800℃以上の高温に加熱された状態で、しかもエ
ンジンからの激しい振動が伝わって繰り返し荷重を受け
るエキゾーストマニホールド等の用途に供してとりわけ
好適な、フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に
関するものである。
よび高温での機械特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に関し、例えば自動車の排ガス
系部品、中でも溶接によりパイプとしたのち、曲げ加工
し、さらに拡管加工を施す、といった２回以上の加工を
経るような、加工条件が過酷で、かつエンジンからの排
ガスで 800℃以上の高温に加熱された状態で、しかもエ
ンジンからの激しい振動が伝わって繰り返し荷重を受け
るエキゾーストマニホールド等の用途に供してとりわけ
好適な、フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼は、オーステ
ナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張率が小さいため、
高温と低温を繰り返すような環境下で使われる時に生じ
る熱歪の問題が比較的小さく、また高温での耐酸化性に
も優れているとい利点があるが、常温で成形加工を行う
際の加工性に問題があった。特に、エキゾーストマニホ
ールドのように、高温環境で使用される部材には、高温
強度を向上させるために種々の合金元素が添加される
が、一般に高合金化すると、高温での強度が向上して高
温疲労特性、熱疲労特性は改善されるものの、加工時に
おける硬度や強度が上昇したり、ｒ値に代表される絞り
成形性が劣化するため、複雑な形状に加工することが一
層困難となっていた。
ナイト系ステンレス鋼に比べて熱膨張率が小さいため、
高温と低温を繰り返すような環境下で使われる時に生じ
る熱歪の問題が比較的小さく、また高温での耐酸化性に
も優れているとい利点があるが、常温で成形加工を行う
際の加工性に問題があった。特に、エキゾーストマニホ
ールドのように、高温環境で使用される部材には、高温
強度を向上させるために種々の合金元素が添加される
が、一般に高合金化すると、高温での強度が向上して高
温疲労特性、熱疲労特性は改善されるものの、加工時に
おける硬度や強度が上昇したり、ｒ値に代表される絞り
成形性が劣化するため、複雑な形状に加工することが一
層困難となっていた。
【０００３】上記の問題を解決するものとして、特開平
４−228540号公報において、Nb−Mo−(Ti)添加鋼に適量
のCoを含有させることにより、室温での強度上昇を招く
ことなしに高温強度を改善したフェライト系ステンレス
鋼が提案され、850 ℃程度における引張強度（以下、T.
S.と称す）は格段に向上した。しかしながら、最近、対
環境性や燃料消費効率向上といった技術的要求が高まる
につれ、エキゾーストマニホールドの使用温度はさらに
850℃以上に高温化し、従来の材料ではもはや高温強度
が不足し、対応しきれなくなってきた。
４−228540号公報において、Nb−Mo−(Ti)添加鋼に適量
のCoを含有させることにより、室温での強度上昇を招く
ことなしに高温強度を改善したフェライト系ステンレス
鋼が提案され、850 ℃程度における引張強度（以下、T.
S.と称す）は格段に向上した。しかしながら、最近、対
環境性や燃料消費効率向上といった技術的要求が高まる
につれ、エキゾーストマニホールドの使用温度はさらに
850℃以上に高温化し、従来の材料ではもはや高温強度
が不足し、対応しきれなくなってきた。
【０００４】図１に、上記した従来のフェライト系ステ
ンレス鋼の 900℃における強度（歪速度 0.3％／min で
0.2％永久伸びに対応する応力（耐力）。以下、Y.S.と
称す）の経時変化について調べた結果を示す。同図に示
したとおり、従来材では 900℃以上の高温になると、昇
温直後は十分な強度が得られるにしても、高温状態に長
時間保持すると、それに伴ってY.S.は低下している。
ンレス鋼の 900℃における強度（歪速度 0.3％／min で
0.2％永久伸びに対応する応力（耐力）。以下、Y.S.と
称す）の経時変化について調べた結果を示す。同図に示
したとおり、従来材では 900℃以上の高温になると、昇
温直後は十分な強度が得られるにしても、高温状態に長
時間保持すると、それに伴ってY.S.は低下している。
【０００５】上述したように、従来材では 900℃以上の
高温域での長時間の使用には耐え得ないことから、一段
と優れた高温強度と常温加工性とを併せ持つ材料の開発
が望まれていた。
高温域での長時間の使用には耐え得ないことから、一段
と優れた高温強度と常温加工性とを併せ持つ材料の開発
が望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の要望
に有利に応えるもので、高温疲労特性および高温に長時
間保持したときの高温強度に優れ、かつ常温での加工性
にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な
製造方法と共に提案することを目的とする。なお、本発
明において鋼板とは鋼帯を含むものである。
に有利に応えるもので、高温疲労特性および高温に長時
間保持したときの高温強度に優れ、かつ常温での加工性
にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な
製造方法と共に提案することを目的とする。なお、本発
明において鋼板とは鋼帯を含むものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、特定成分系
のフェライト系ステンレス鋼について、析出物の形態お
よび結晶組繊を適切に制御することによって、所期した
目的が有利に達成されることの知見を得た。本発明は、
上記の知見に立脚するものである。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、特定成分系
のフェライト系ステンレス鋼について、析出物の形態お
よび結晶組繊を適切に制御することによって、所期した
目的が有利に達成されることの知見を得た。本発明は、
上記の知見に立脚するものである。
【０００８】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．質量百分率で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.2 〜1.0
％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、Ni：2.0 ％以
下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、Nb：0.2 〜0.
8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の組成になり、板面法線方向から見た1/4
板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）が、次式 1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35 の範囲を満足することを特徴とする、常温加工性および
高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
である。 １．質量百分率で、Ｃ：0.02％以下、Si：0.2 〜1.0
％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、Ni：2.0 ％以
下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、Nb：0.2 〜0.
8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の組成になり、板面法線方向から見た1/4
板厚面での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）が、次式 1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35 の範囲を満足することを特徴とする、常温加工性および
高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
【０００９】２．上記１において、鋼板の組成が、質量
百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする
常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板。
百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする
常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板。
【００１０】３．上記１または２において、鋼板が、質
量百分率でさらにTi：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およ
びTa：0.5 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
量百分率でさらにTi：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およ
びTa：0.5 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
【００１１】４．上記１〜３のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらにCu：2.0 ％以下 を含有する組織になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
が、質量百分率でさらにCu：2.0 ％以下 を含有する組織になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。
【００１２】５．上記１〜４のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらにＷ：1.0 ％以下およびMg：0.1
％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
が、質量百分率でさらにＷ：1.0 ％以下およびMg：0.1
％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１３】６．上記１〜５のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらにCa：0.005 ％以下を含有する組
成になることを特徴とする常温加工性および高温での機
械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
が、質量百分率でさらにCa：0.005 ％以下を含有する組
成になることを特徴とする常温加工性および高温での機
械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【００１４】７．上記１〜６のいずれかにおいて、鋼板
の板厚が 0.3mm超、2.5mm 以下であって、しかも30℃に
おけるY.S.≦360MPa、ｒ値≧1.3 でかつ 900℃にて１時
間保持後のY.S.≧18.0 MPaを満足することを特徴とす
る、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼板。
の板厚が 0.3mm超、2.5mm 以下であって、しかも30℃に
おけるY.S.≦360MPa、ｒ値≧1.3 でかつ 900℃にて１時
間保持後のY.S.≧18.0 MPaを満足することを特徴とす
る、常温加工性および高温での機械特性に優れたフェラ
イト系ステンレス鋼板。
【００１５】８．質量百分率で、Ｃ：0.02％以下、Si：
0.2 〜1.0 ％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、N
i：2.0 ％以下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、N
b：0.2 〜0.8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、タンデ
ム式圧延機で熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、つ
いで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施
したのち、仕上げ焼鈍を施して、フェライト系ステンレ
ス鋼板を製造するに当たり、熱延仕上げ最終２スタンド
のトータル圧下率を25％以上、最終２スタンド間の通過
時間を 1.0秒以内、最終パスの線圧を 15 MN/m以上に制
御し、かつ 800〜1050℃の温度で熱延板焼鈍を行うと共
に、冷延圧延最終パスを板温：80〜200 ℃、摩擦係数：
0.01〜0.2 の条件下で行うことを特徴とする、常温加工
性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
0.2 〜1.0 ％、Mn：1.5 ％以下、Cr：11.0〜20.0％、N
i：2.0 ％以下、Mo：1.0 〜2.0 ％、Al：1.0 ％以下、N
b：0.2 〜0.8 ％およびＮ：0.02％以下を含有し、残部
はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、タンデ
ム式圧延機で熱間圧延したのち、熱延板焼鈍を施し、つ
いで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を施
したのち、仕上げ焼鈍を施して、フェライト系ステンレ
ス鋼板を製造するに当たり、熱延仕上げ最終２スタンド
のトータル圧下率を25％以上、最終２スタンド間の通過
時間を 1.0秒以内、最終パスの線圧を 15 MN/m以上に制
御し、かつ 800〜1050℃の温度で熱延板焼鈍を行うと共
に、冷延圧延最終パスを板温：80〜200 ℃、摩擦係数：
0.01〜0.2 の条件下で行うことを特徴とする、常温加工
性および高温での機械特性に優れたフェライト系ステン
レス鋼板の製造方法。
【００１６】９．上記８において、鋼片の組成が、質量
百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする
常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法。
百分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする
常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１７】10. 上記８または９において、鋼片が、質
量百分率でさらにTi：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およ
びTa：0.5 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法。
量百分率でさらにTi：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およ
びTa：0.5 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上
を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法。
【００１８】11．上記８〜10のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらにCu：2.0 ％以下を含有する組織
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
が、質量百分率でさらにCu：2.0 ％以下を含有する組織
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１９】12．上記８〜11のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらにＷ：1.0 ％以下およびMg：0.1
％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
が、質量百分率でさらにＷ：1.0 ％以下およびMg：0.1
％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する組成
になることを特徴とする常温加工性および高温での機械
特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２０】13．上記８〜12のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらにCa：0.005 ％以下を含有する組
成になることを特徴とする常温加工性および高温での機
械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。
が、質量百分率でさらにCa：0.005 ％以下を含有する組
成になることを特徴とする常温加工性および高温での機
械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方
法。
【００２１】14．上記８〜13のいずれかにおいて、板厚
が 0.3mm超、2.5mm 以下になるように冷間圧延すること
を特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
が 0.3mm超、2.5mm 以下になるように冷間圧延すること
を特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明のフェライト系ステ
ンレス鋼（以下、単に本発明鋼という) について具体的
に説明する。まず、本発明鋼の成分組成を上記の範囲に
限定した理由について説明する。なお、成分に関する
「％」表示は特に断らない限り質量百分率（mass％）を
意味する。 Ｃ：0.02％以下 本発明鋼において、Ｃは、含有量が0.02％を超えると耐
食性が劣化するので、Ｃ量は0.02％以下に限定した。
ンレス鋼（以下、単に本発明鋼という) について具体的
に説明する。まず、本発明鋼の成分組成を上記の範囲に
限定した理由について説明する。なお、成分に関する
「％」表示は特に断らない限り質量百分率（mass％）を
意味する。 Ｃ：0.02％以下 本発明鋼において、Ｃは、含有量が0.02％を超えると耐
食性が劣化するので、Ｃ量は0.02％以下に限定した。
【００２３】Si：0.2 〜1.0 ％ Siは、高強度化と耐酸化性向上に有用な元素であり、そ
れによって高温疲労特性の向上に寄与する。この効果を
得るためには、 0.2％以上の含有が必要であるが、1.0
％を超えると高温強度が著しく低下するため、Si量は
0.2〜1.0 ％の範囲に限定した。安定した高温強度の確
保の観点からは 0.6％以下とすることが望ましい。
れによって高温疲労特性の向上に寄与する。この効果を
得るためには、 0.2％以上の含有が必要であるが、1.0
％を超えると高温強度が著しく低下するため、Si量は
0.2〜1.0 ％の範囲に限定した。安定した高温強度の確
保の観点からは 0.6％以下とすることが望ましい。
【００２４】Mn：1.5 ％以下 Mnは、耐酸化性の改善に有効であることから、高温で使
用する材料では必要な元素である。 この観点からは、0.
1 ％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有され
ると鋼の靱性が劣化し、冷間圧延時に割れが生じるな
ど、製造が困難になるので、Mnは l.5％以下に限定し
た。
用する材料では必要な元素である。 この観点からは、0.
1 ％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有され
ると鋼の靱性が劣化し、冷間圧延時に割れが生じるな
ど、製造が困難になるので、Mnは l.5％以下に限定し
た。
【００２５】Cr：11.0〜20.0％ Crは、高温強度、耐酸化性および耐食性の向上に有効な
元素であり、十分な高温強度、耐酸化性および耐食性を
得るためには11.0％以上の含有が不可欠である。一方、
Crは、鋼の靱性を劣化させ、特に20.0％を超えると靱性
が著しく劣化し、高温強度の経時劣化を促進してしまう
ので、Cr量は11.0〜20.0％の範囲に限定した。特に、高
温疲労特性向上の観点からは14.0％以上、一方良好な加
工性を確保する観点からは16.0％以下とすることが好適
である。
元素であり、十分な高温強度、耐酸化性および耐食性を
得るためには11.0％以上の含有が不可欠である。一方、
Crは、鋼の靱性を劣化させ、特に20.0％を超えると靱性
が著しく劣化し、高温強度の経時劣化を促進してしまう
ので、Cr量は11.0〜20.0％の範囲に限定した。特に、高
温疲労特性向上の観点からは14.0％以上、一方良好な加
工性を確保する観点からは16.0％以下とすることが好適
である。
【００２６】Ni：2.0 ％以下 Niは、ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上させるた
めに 2.0％以下の範囲で含有させることができる。とい
うのは、2.0 ％を超えて含有させると鋼が硬質化し、加
工性に悪影響を及ぼすからである。 なお、耐食性向上の
ためには、Niは0.05％以上含有させることが好ましい。
めに 2.0％以下の範囲で含有させることができる。とい
うのは、2.0 ％を超えて含有させると鋼が硬質化し、加
工性に悪影響を及ぼすからである。 なお、耐食性向上の
ためには、Niは0.05％以上含有させることが好ましい。
【００２７】Mo：1.0 〜2.0 ％ Moは、高温強度および耐食性の向上に有効な元素であ
り、十分な高温強度および耐食性を得るためには 1.0％
以上含有させる必要がある。一方 2.0％を超えて含有さ
せると靱性が劣化し、また高温強度の経時劣化も促進さ
れるので、Mo量は1.0〜2.0 ％の範囲に限定した。な
お、高温疲労特性向上の観点からは 1.5％以上含有させ
ることが好ましい。
り、十分な高温強度および耐食性を得るためには 1.0％
以上含有させる必要がある。一方 2.0％を超えて含有さ
せると靱性が劣化し、また高温強度の経時劣化も促進さ
れるので、Mo量は1.0〜2.0 ％の範囲に限定した。な
お、高温疲労特性向上の観点からは 1.5％以上含有させ
ることが好ましい。
【００２８】Al：1.0 ％以下 Alは、製鋼上、脱酸剤として必要な元素であるが、過度
の添加は介在物の生成により表面性状を劣化させるの
で、1.0 ％以下に限定した。
の添加は介在物の生成により表面性状を劣化させるの
で、1.0 ％以下に限定した。
【００２９】Nb：0.2 〜0.8 ％ Nbは、高温強度の向上に有効な元素であり、十分な高温
強度を得るためには少なくとも 0.2％の含有が必要であ
る。一方 0.8％を超えて含有させると靱性が劣化し、高
温強度の経時劣化が促進されるので、Nbは 0.2〜0.8 ％
の範囲に限定した。特に、高温疲労特性向上の観点から
は 0.4％以上、一方安定した高温特性の発現の観点から
は 0.6％以下とすることが好ましい。
強度を得るためには少なくとも 0.2％の含有が必要であ
る。一方 0.8％を超えて含有させると靱性が劣化し、高
温強度の経時劣化が促進されるので、Nbは 0.2〜0.8 ％
の範囲に限定した。特に、高温疲労特性向上の観点から
は 0.4％以上、一方安定した高温特性の発現の観点から
は 0.6％以下とすることが好ましい。
【００３０】Ｎ：0.02％以下 Ｎ量が増大すると、窒化物が粒界に析出し、加工性に悪
影響を及ぼすようになる。特に、Ｎ量が0.02％を超える
とその悪影響が顕著となるので、Ｎ量は0.02％以下に限
定した。
影響を及ぼすようになる。特に、Ｎ量が0.02％を超える
とその悪影響が顕著となるので、Ｎ量は0.02％以下に限
定した。
【００３１】以上、本発明鋼の必須成分について説明し
たが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜
含有させることができる。 Ti：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およびTa：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上 Ti，ZrおよびTaはそれぞれ、溶接時の入熱の際に炭化物
として析出し、その析出強化効果によって高温疲労特性
の向上に寄与する有用元素である。しかしながら、いず
れも、含有量が 0.5％を超えると効果が飽和するだけで
なく、鋼板の表面性状が著しく劣化するので、それぞれ
0.5％以下で含有させることが好ましい。なお、高温疲
労特性向上の観点からは、Ti，Zr，Taはそれぞれ0.05％
以上含有させることが好ましい。
たが、本発明では、その他にも以下に述べる元素を適宜
含有させることができる。 Ti：0.5 ％以下、Zr：0.5 ％以下およびTa：0.5 ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上 Ti，ZrおよびTaはそれぞれ、溶接時の入熱の際に炭化物
として析出し、その析出強化効果によって高温疲労特性
の向上に寄与する有用元素である。しかしながら、いず
れも、含有量が 0.5％を超えると効果が飽和するだけで
なく、鋼板の表面性状が著しく劣化するので、それぞれ
0.5％以下で含有させることが好ましい。なお、高温疲
労特性向上の観点からは、Ti，Zr，Taはそれぞれ0.05％
以上含有させることが好ましい。
【００３２】Cu：2.0 ％以下 Cuは、耐食性および鋼の靱性を向上させる有用元素であ
る。しかしながら、含有量が 2.0％を超えると鋼の加工
性が劣化するため、2.0 ％以下で含有させることが好ま
しい。なお、耐食性および靱性を向上させる観点からは
0.1％以上含有させることが好ましい。
る。しかしながら、含有量が 2.0％を超えると鋼の加工
性が劣化するため、2.0 ％以下で含有させることが好ま
しい。なお、耐食性および靱性を向上させる観点からは
0.1％以上含有させることが好ましい。
【００３３】Ｗ：1.0 ％以下およびMg：0.1 ％以下のう
ちから選んだ１種または２種 ＷおよびMgはいずれも、高温疲労特性の向上に有用な元
素であるが、Ｗ，Mgがそれぞれ 1.0％、 0.1％を超えて
含有されると靱性が劣化し、また溶接部の耐二次加工脆
性も劣化するので、それぞれ 1.0％以下、 0.1％以下で
含有させることが好ましい。なお、高温疲労特性を向上
させる目的では、Ｗは0.05％以上、Mgは0.001 ％以上含
有させることが好ましい。
ちから選んだ１種または２種 ＷおよびMgはいずれも、高温疲労特性の向上に有用な元
素であるが、Ｗ，Mgがそれぞれ 1.0％、 0.1％を超えて
含有されると靱性が劣化し、また溶接部の耐二次加工脆
性も劣化するので、それぞれ 1.0％以下、 0.1％以下で
含有させることが好ましい。なお、高温疲労特性を向上
させる目的では、Ｗは0.05％以上、Mgは0.001 ％以上含
有させることが好ましい。
【００３４】Ca：0.005 ％以下 Caは、スラブ鋳造時においてTi系介在物によるノズル詰
まりを防止する効果があり、必要に応じて添加すること
ができる。しかしながら、含有量が 0.005％を超えると
効果が飽和するばかりでなく、Caを含む介在物が孔食の
起点となり、耐食性を劣化させるので、添加する場合は
0.005％以下で含有させることが好ましい。なお、ノズ
ル詰まり防止の観点からは、0.0005％以上含有させるこ
とが好ましい。
まりを防止する効果があり、必要に応じて添加すること
ができる。しかしながら、含有量が 0.005％を超えると
効果が飽和するばかりでなく、Caを含む介在物が孔食の
起点となり、耐食性を劣化させるので、添加する場合は
0.005％以下で含有させることが好ましい。なお、ノズ
ル詰まり防止の観点からは、0.0005％以上含有させるこ
とが好ましい。
【００３５】本発明鋼において、残部はFeおよび不可避
的不純物からなる。ここに、Feおよび不可避的不純物か
らなるとは、Fe以外に、混入成分として、例えばアルカ
リ金属やアルカリ土類金属、希土類元素、遷移金属など
が不可避的に微量に含有される場合もあることを意味す
る。なお、これらの元素が微量含有されたとしても、本
発明の効果は何ら妨げられるものではない。また、Ｓや
Ｐ等の不純物が混入する場合があるが、これらの元素に
ついては、（Ｐ＋Ｓ）≦0.05％とすることが好ましい。
というのは、（Ｐ＋Ｓ）を0.05％以下にすれば、次に述
べるアスペクト比をより好適に所望範囲に制御すること
ができるからである。
的不純物からなる。ここに、Feおよび不可避的不純物か
らなるとは、Fe以外に、混入成分として、例えばアルカ
リ金属やアルカリ土類金属、希土類元素、遷移金属など
が不可避的に微量に含有される場合もあることを意味す
る。なお、これらの元素が微量含有されたとしても、本
発明の効果は何ら妨げられるものではない。また、Ｓや
Ｐ等の不純物が混入する場合があるが、これらの元素に
ついては、（Ｐ＋Ｓ）≦0.05％とすることが好ましい。
というのは、（Ｐ＋Ｓ）を0.05％以下にすれば、次に述
べるアスペクト比をより好適に所望範囲に制御すること
ができるからである。
【００３６】また、本発明では、鋼の成分組成を上記の
範囲に調整しただけでは不十分で、冷延−焼鈍後の組織
制御を併せて行う必要がある。すなわち、冷延−焼鈍後
の組織を、板面法線方向から見た 1/4板厚面（または3/
4板厚面）での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を、
次式 1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35 の範囲に制御することが重要である。ここで、ｄRDは、
図２に示すように、板面法線方向から見た場合の圧延方
向（ＲＤ方向）の平均粒径を、またｄTDは、同じく圧延
直角方向（ＴＤ方向）の平均粒径を指す。また、平均粒
径は、組織写真を線分法により、すなわちＲＤ方向、Ｔ
Ｄ方向にそれぞれ 100粒程度にわたる直線を引き、その
直線の長さを直線と粒界との切片数で除したものを各方
向の粒径の代表値ｄRD、ｄTDとして、その比からＴＤ方
向に対するＲＤ方向の粒のアスペクト比（伸長度合い）
を評価した。
範囲に調整しただけでは不十分で、冷延−焼鈍後の組織
制御を併せて行う必要がある。すなわち、冷延−焼鈍後
の組織を、板面法線方向から見た 1/4板厚面（または3/
4板厚面）での粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を、
次式 1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35 の範囲に制御することが重要である。ここで、ｄRDは、
図２に示すように、板面法線方向から見た場合の圧延方
向（ＲＤ方向）の平均粒径を、またｄTDは、同じく圧延
直角方向（ＴＤ方向）の平均粒径を指す。また、平均粒
径は、組織写真を線分法により、すなわちＲＤ方向、Ｔ
Ｄ方向にそれぞれ 100粒程度にわたる直線を引き、その
直線の長さを直線と粒界との切片数で除したものを各方
向の粒径の代表値ｄRD、ｄTDとして、その比からＴＤ方
向に対するＲＤ方向の粒のアスペクト比（伸長度合い）
を評価した。
【００３７】図３に、Ｃ：0.006 ％, Si：0.28％, Mn：
0.2 ％, Cr：15.5％, Ni：0.7 ％,Mo：1.6 ％, Al：0.0
6％, Nb：0.44％およびＮ：0.007 ％を含有し、残部はF
eおよび不可避的不純物の組成になる鋼について、製造
条件を種々に変更することにより、上記のアスペクト比
を種々に変化させた場合における、アスペクト比（ｄ RD
／ｄTD）と30℃におけるY.S.、ｒ値および 900℃にて１
時間保持後のY.S.との関係について調査した結果を示
す。同図に示したとおり、ｄRD／ｄTDが1.03〜1.35の範
囲を満足する場合には、30℃におけるY.S.が 360 MPa以
下で、かつ 900℃にて１時間保持後のY.S.が 18.0MPa
以上で、しかもｒ値が 1.3以上と、常温加工性および高
温強度とも良好な値が得られている。これに対し、ｄRD
／ｄTDが1.03未満の場合には、高温強度の経時劣化が著
しいという不利が有り、一方ｄRD／ｄTDが1.35を超える
とｒ値が低下するだけでなく、常温加工性の面で問題が
生じる。
0.2 ％, Cr：15.5％, Ni：0.7 ％,Mo：1.6 ％, Al：0.0
6％, Nb：0.44％およびＮ：0.007 ％を含有し、残部はF
eおよび不可避的不純物の組成になる鋼について、製造
条件を種々に変更することにより、上記のアスペクト比
を種々に変化させた場合における、アスペクト比（ｄ RD
／ｄTD）と30℃におけるY.S.、ｒ値および 900℃にて１
時間保持後のY.S.との関係について調査した結果を示
す。同図に示したとおり、ｄRD／ｄTDが1.03〜1.35の範
囲を満足する場合には、30℃におけるY.S.が 360 MPa以
下で、かつ 900℃にて１時間保持後のY.S.が 18.0MPa
以上で、しかもｒ値が 1.3以上と、常温加工性および高
温強度とも良好な値が得られている。これに対し、ｄRD
／ｄTDが1.03未満の場合には、高温強度の経時劣化が著
しいという不利が有り、一方ｄRD／ｄTDが1.35を超える
とｒ値が低下するだけでなく、常温加工性の面で問題が
生じる。
【００３８】ここで、より詳細には、アスペクト比が小
さく 1.0に近いほど、ｒ値が大きくかつ常温でのY.S.が
小さくなるため加工性は良好となるが、反面、高温強度
の経時的安定性が低下すると共に、肌荒れなどの表面品
質の劣化や表面酸化特性の劣化が顕著となり、逆にアス
ペクト比が大きくなると、Y.S.が過大となり、ｒ値が減
少するため加工性が低下し、しかも加工性の面内異方性
が大きくなって、圧延方向のｒ値が顕著に減少し、プレ
ス端面が不揃いになるなど成形時の障害となる場合もあ
る、といった事実があることが発明者らの研究により判
明した。この意味から、本発明で規定したように、アス
ペクト比を適正な範囲に制御することが重要であり、特
に好ましいアスペクト比は 1/4板厚面で 1.1≦（ｄRD／
ｄTD）≦1.3 の範囲である。なお、アスペクト比の観察
を 1/4板厚面（または 3/4板厚面）で行うことが適当で
ある理由は、この部分は鋳込み時の中心偏析の影響を受
けないことに加えて、焼鈍時の雰囲気などによる表面付
近の影響を受けにくいために、ｒ値や素材全体としての
高温強度などの特性と良い相関が得られるためである。
さく 1.0に近いほど、ｒ値が大きくかつ常温でのY.S.が
小さくなるため加工性は良好となるが、反面、高温強度
の経時的安定性が低下すると共に、肌荒れなどの表面品
質の劣化や表面酸化特性の劣化が顕著となり、逆にアス
ペクト比が大きくなると、Y.S.が過大となり、ｒ値が減
少するため加工性が低下し、しかも加工性の面内異方性
が大きくなって、圧延方向のｒ値が顕著に減少し、プレ
ス端面が不揃いになるなど成形時の障害となる場合もあ
る、といった事実があることが発明者らの研究により判
明した。この意味から、本発明で規定したように、アス
ペクト比を適正な範囲に制御することが重要であり、特
に好ましいアスペクト比は 1/4板厚面で 1.1≦（ｄRD／
ｄTD）≦1.3 の範囲である。なお、アスペクト比の観察
を 1/4板厚面（または 3/4板厚面）で行うことが適当で
ある理由は、この部分は鋳込み時の中心偏析の影響を受
けないことに加えて、焼鈍時の雰囲気などによる表面付
近の影響を受けにくいために、ｒ値や素材全体としての
高温強度などの特性と良い相関が得られるためである。
【００３９】また、ここで使用するｒ値は、JIS Z 2254
に準拠して求められる平均塑性ひずみ比である。具体的
には、冷延焼鈍板の各方向（圧延方向（Ｌ方向）、圧延
直角方向（Ｔ方向）および圧延方向から45°方向（Ｄ方
向）からJIS 13号Ｂ試験片を採取し、これらの試験片
に、15％の単軸引張予歪みを与えた時の幅ひずみと板と
板厚ひずみの比から、各方向のｒ値（ランクフォード
値）を測定し、次式により平均塑性ひずみ比ｒ値を求め
た。 ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒT ）／４ ここで、ｒL , ｒD , ｒT は、それぞれＬ方向、Ｄ方
向、Ｔ方向のｒ値を表す。
に準拠して求められる平均塑性ひずみ比である。具体的
には、冷延焼鈍板の各方向（圧延方向（Ｌ方向）、圧延
直角方向（Ｔ方向）および圧延方向から45°方向（Ｄ方
向）からJIS 13号Ｂ試験片を採取し、これらの試験片
に、15％の単軸引張予歪みを与えた時の幅ひずみと板と
板厚ひずみの比から、各方向のｒ値（ランクフォード
値）を測定し、次式により平均塑性ひずみ比ｒ値を求め
た。 ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒT ）／４ ここで、ｒL , ｒD , ｒT は、それぞれＬ方向、Ｄ方
向、Ｔ方向のｒ値を表す。
【００４０】また、図４には、粒径のアスペクト比（ｄ
RD／ｄTD）と高温疲労特性との関係について調べた結果
を示す。すなわち、高温疲労試験として、粒径のアスペ
クト比を種々に変化させた試料について、図５に示す寸
法形状の試験片を用い、JIS Z 2275に準拠して 900℃で
の繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107疲労限（10
7 回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）
を測定した。 ここで、曲げ応力σは、試験片に曲げ変形
を加えた時に、最大応力を生じる断面（図5 におけるTI
G 溶接ビード部の断面）について曲げモーメントＭ（N
m）を測定し、その値を断面係数で除した値である。図
４に示したとおり、アスペクト比（ｄRD／ｄTD）が1.03
〜1.35の範囲を満足する場合には、107 疲労限が 42 MP
a 以上という優れた高温疲労特性が得られている。
RD／ｄTD）と高温疲労特性との関係について調べた結果
を示す。すなわち、高温疲労試験として、粒径のアスペ
クト比を種々に変化させた試料について、図５に示す寸
法形状の試験片を用い、JIS Z 2275に準拠して 900℃で
の繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107疲労限（10
7 回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）
を測定した。 ここで、曲げ応力σは、試験片に曲げ変形
を加えた時に、最大応力を生じる断面（図5 におけるTI
G 溶接ビード部の断面）について曲げモーメントＭ（N
m）を測定し、その値を断面係数で除した値である。図
４に示したとおり、アスペクト比（ｄRD／ｄTD）が1.03
〜1.35の範囲を満足する場合には、107 疲労限が 42 MP
a 以上という優れた高温疲労特性が得られている。
【００４１】上記したように、上記のアスペクト比を制
御することによって、良好な高温特性とくに高温強度の
経時的安定性や高い 107疲労限が得られる理由について
は、必ずしも明確ではないが、発明者らは、過大なアス
ペクト比の材料では鋼板に残留する歪が大きいために、
歪起因で過大量の (Fe, Cr, Si)(Mo, Nb, Ｖ, Ｗ)2系の
ラーベス相（Laves 相）が析出し、高温強度や疲労特性
に重要なMoなどの量が不足するためではないかと考えて
いる。一方、アスペクト比が小さすぎる場合には、高温
での保持により粒成長が顕著となり、その過程で上記の
固溶Moがやはり析出物として失われるため高温強度と疲
労特性の低下を招くのではないかと推測している。
御することによって、良好な高温特性とくに高温強度の
経時的安定性や高い 107疲労限が得られる理由について
は、必ずしも明確ではないが、発明者らは、過大なアス
ペクト比の材料では鋼板に残留する歪が大きいために、
歪起因で過大量の (Fe, Cr, Si)(Mo, Nb, Ｖ, Ｗ)2系の
ラーベス相（Laves 相）が析出し、高温強度や疲労特性
に重要なMoなどの量が不足するためではないかと考えて
いる。一方、アスペクト比が小さすぎる場合には、高温
での保持により粒成長が顕著となり、その過程で上記の
固溶Moがやはり析出物として失われるため高温強度と疲
労特性の低下を招くのではないかと推測している。
【００４２】なお、上記のアスペクト比は、後述するよ
うに、熱間圧延条件や熱延板焼鈍条件を適正に制御する
ことに加え、適切な冷間圧延条件を選択することにより
達成される。
うに、熱間圧延条件や熱延板焼鈍条件を適正に制御する
ことに加え、適切な冷間圧延条件を選択することにより
達成される。
【００４３】また、本発明鋼を、エキゾーストマニホー
ルド等の用途に使用する場合には、鋼板の板厚が 0.3mm
以下では 850℃以上の高温強度材料としての絶対強度が
不足するため 0.3mm超えと定める。一方、十分な冷間圧
延圧下率を確保するために、板厚の上限を 2.5mmとし
た。それよりも厚い板厚の冷延板を作ろうとすると、冷
延圧下率を確保するためには、母板である熱延板の板厚
を厚くせざるを得ず、そうなると熱延板焼鈍酸洗連続ラ
インでの通板時に、板曲げ箇所（プライドルロールな
ど) で溶接部にかかる曲げ力が板厚が厚くなるのに比例
して増大する結果、溶接部破断を起こすことがあるから
である。なお、他の用途、例えば燃料電池材料等、高温
での耐食性が主な特性として要求される分野に使用する
場合には、上記の板厚範囲に限定されることはない。
ルド等の用途に使用する場合には、鋼板の板厚が 0.3mm
以下では 850℃以上の高温強度材料としての絶対強度が
不足するため 0.3mm超えと定める。一方、十分な冷間圧
延圧下率を確保するために、板厚の上限を 2.5mmとし
た。それよりも厚い板厚の冷延板を作ろうとすると、冷
延圧下率を確保するためには、母板である熱延板の板厚
を厚くせざるを得ず、そうなると熱延板焼鈍酸洗連続ラ
インでの通板時に、板曲げ箇所（プライドルロールな
ど) で溶接部にかかる曲げ力が板厚が厚くなるのに比例
して増大する結果、溶接部破断を起こすことがあるから
である。なお、他の用途、例えば燃料電池材料等、高温
での耐食性が主な特性として要求される分野に使用する
場合には、上記の板厚範囲に限定されることはない。
【００４４】次に、本発明鋼の好適製造条件について説
明する。溶製段階については、特に限定されず、フェラ
イト系ステンレス鋼の製造に一般的に採用されている方
法をそのまま適用することができる。 例えば、製鋼は、
上記した好適成分組成範囲の溶鋼を、転炉あるいは電気
炉等で溶製し、ＶＯＤによって２次精錬を行う方法が好
適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法に従って鋼
素材とすることができるが、生産性および品質の観点か
ら連続鋳造法を適用するのが好ましい。得られた鋼素材
は、1000〜1250℃程度の温度に加熱され、熱間圧延によ
り所定の板厚の熱延板とされる。 この熱延板は、好まし
くは 800〜1050℃の温度で連続焼鈍により熱延板焼鈍を
施したのち、酸洗し、ついで１回または中間焼鈍を含む
２回以上の冷間圧延を施して冷延板とされる。 冷延板
は、 650〜1150℃好ましくは 900〜1100℃の温度、10〜
300 ｓの焼鈍時間で仕上げ焼鈍を施したのち、酸洗し
て、製品となる。
明する。溶製段階については、特に限定されず、フェラ
イト系ステンレス鋼の製造に一般的に採用されている方
法をそのまま適用することができる。 例えば、製鋼は、
上記した好適成分組成範囲の溶鋼を、転炉あるいは電気
炉等で溶製し、ＶＯＤによって２次精錬を行う方法が好
適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法に従って鋼
素材とすることができるが、生産性および品質の観点か
ら連続鋳造法を適用するのが好ましい。得られた鋼素材
は、1000〜1250℃程度の温度に加熱され、熱間圧延によ
り所定の板厚の熱延板とされる。 この熱延板は、好まし
くは 800〜1050℃の温度で連続焼鈍により熱延板焼鈍を
施したのち、酸洗し、ついで１回または中間焼鈍を含む
２回以上の冷間圧延を施して冷延板とされる。 冷延板
は、 650〜1150℃好ましくは 900〜1100℃の温度、10〜
300 ｓの焼鈍時間で仕上げ焼鈍を施したのち、酸洗し
て、製品となる。
【００４５】さて、本発明では、上記の熱間圧延工程に
おいて、熱間圧延をタンデム式で行う場合には、最終の
２スタンドのトータル圧下率を25％以上とする必要があ
る。通常、タンデム式熱間圧延機の後段では、形状矯正
と通板安定性の観点から軽圧下とすることが一般的であ
るが、良好な加工性（ｒ値）と高温での安定した強度を
両立させるためには高圧下とする必要がある。
おいて、熱間圧延をタンデム式で行う場合には、最終の
２スタンドのトータル圧下率を25％以上とする必要があ
る。通常、タンデム式熱間圧延機の後段では、形状矯正
と通板安定性の観点から軽圧下とすることが一般的であ
るが、良好な加工性（ｒ値）と高温での安定した強度を
両立させるためには高圧下とする必要がある。
【００４６】また、歪蓄積と析出物制御の観点から、最
終の２スタンド間の通過時間は 1.0秒以内に制御する必
要があり、この要件を満足するように、パススケジュー
ルと通板速度を調整しなければならない。というのは、
通過時間が 1.0秒を超えると、その間に最終２スタンド
のうちの最初のスタンドでの圧延により蓄積された歪が
一部熱により回復し消失するため、せっかく鋼中に導入
された歪のエネルギーが再結晶に寄与する度合いが低下
してしまうからである。
終の２スタンド間の通過時間は 1.0秒以内に制御する必
要があり、この要件を満足するように、パススケジュー
ルと通板速度を調整しなければならない。というのは、
通過時間が 1.0秒を超えると、その間に最終２スタンド
のうちの最初のスタンドでの圧延により蓄積された歪が
一部熱により回復し消失するため、せっかく鋼中に導入
された歪のエネルギーが再結晶に寄与する度合いが低下
してしまうからである。
【００４７】また、最終パスの線圧を 15 MN/m以上とす
ることが併せて必要である。 なお、線圧は、最終ミルス
タンドのロードセルで荷重を測定し、熱延板幅で除する
ことで求められる。熱間圧延時の線圧は、圧下率を上げ
る、熱間圧延温度を下げる、歪速度（熱間圧延速度）を
速くする等の手法で増加することができ、いずれも歪蓄
積量が多いほど転位の絡まりの生じる箇所すなわち析出
核の生成が容易となり、また有効拡散係数の増大により
再結晶が促進され、加工性と安定した高温強度の発現に
寄与するものと考えられる。
ることが併せて必要である。 なお、線圧は、最終ミルス
タンドのロードセルで荷重を測定し、熱延板幅で除する
ことで求められる。熱間圧延時の線圧は、圧下率を上げ
る、熱間圧延温度を下げる、歪速度（熱間圧延速度）を
速くする等の手法で増加することができ、いずれも歪蓄
積量が多いほど転位の絡まりの生じる箇所すなわち析出
核の生成が容易となり、また有効拡散係数の増大により
再結晶が促進され、加工性と安定した高温強度の発現に
寄与するものと考えられる。
【００４８】さらに、 800 ℃以上、1050℃以下で熱延
板焼鈍を行うことにより、適切な再結晶制御と析出物の
一部固溶処理が行われる。焼鈍温度が 800℃未満では、
十分に再結晶が進行せず加工性の低下を招き、一方1050
℃を超えると冷延後の結晶方位のばらつきにより、ｒ値
の低下が顕著となる。なお、焼鈍時間は特に限定するも
のではないが、60秒程度がよい。ただし、再結晶促進、
加工性向上の観点から焼鈍時間を延長したり、適宜箱焼
鈍化したりするのは本発明の効果を何ら妨げるものでは
ない。
板焼鈍を行うことにより、適切な再結晶制御と析出物の
一部固溶処理が行われる。焼鈍温度が 800℃未満では、
十分に再結晶が進行せず加工性の低下を招き、一方1050
℃を超えると冷延後の結晶方位のばらつきにより、ｒ値
の低下が顕著となる。なお、焼鈍時間は特に限定するも
のではないが、60秒程度がよい。ただし、再結晶促進、
加工性向上の観点から焼鈍時間を延長したり、適宜箱焼
鈍化したりするのは本発明の効果を何ら妨げるものでは
ない。
【００４９】ところで、本発明では、前述したとおり、
板法線方向から見た 1/4板厚面（または3/4 板厚面）で
の粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範
囲に制御する必要があるが、アスペクト比を上記の範囲
に制御するためには、熱間圧延条件、熱延板焼鈍条件を
前記の範囲に制御することに加えて、適正な冷間圧延条
件を選択することが必要である。まず、冷間圧延時少な
くとも最終パスについては、板温を80℃以上とする必要
がある。というのは、80℃未満では、アスペクト比の増
大を招き、加工性の劣化を招くからである。この理由
は、必ずしも明らかではないが、材料の時効効果により
歪の蓄積が生じ硬質化するためでないかと考えている。
一方、最終パスの圧延温度が 200℃を超えると表面酸化
に起因したテンパーカラーを生じるので好ましくない。
なお、板温は、低温用の放射温度計または回転測定子を
持つ接触型温度計で測定することができる。
板法線方向から見た 1/4板厚面（または3/4 板厚面）で
の粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範
囲に制御する必要があるが、アスペクト比を上記の範囲
に制御するためには、熱間圧延条件、熱延板焼鈍条件を
前記の範囲に制御することに加えて、適正な冷間圧延条
件を選択することが必要である。まず、冷間圧延時少な
くとも最終パスについては、板温を80℃以上とする必要
がある。というのは、80℃未満では、アスペクト比の増
大を招き、加工性の劣化を招くからである。この理由
は、必ずしも明らかではないが、材料の時効効果により
歪の蓄積が生じ硬質化するためでないかと考えている。
一方、最終パスの圧延温度が 200℃を超えると表面酸化
に起因したテンパーカラーを生じるので好ましくない。
なお、板温は、低温用の放射温度計または回転測定子を
持つ接触型温度計で測定することができる。
【００５０】また、冷間圧延の最終パスについては、摩
擦係数が0.01〜0.2 の潤滑圧延とする必要がある。とい
うのは、摩擦係数が 0.2を超えるとせん断変形の影響が
顕著となり、加工性の劣化や析出物の形態劣化が生じる
ことによって、高温強度の経時劣化が顕著となり、一方
摩擦係数が0.01に満たないと冷延中にスリップが発生し
て、圧延を継続できなくなるおそれが生じるからであ
る。なお、摩擦係数は、圧延時の前方張力と後方張力な
らびに荷重の計測値と、予め求めた材料の変形抵抗の値
から、Brand とFordの解法（例えば Proc. Instn.Mech.
Eng.,159 (1948), P.144〜153 ）により求めることが
できる。また、冷間圧延における圧下率については、ｒ
値向上のために60％以上とすることが推奨される。しか
しながら、圧下率が90％を超えると安定した高ｒ値の現
出が困難な場合がある。
擦係数が0.01〜0.2 の潤滑圧延とする必要がある。とい
うのは、摩擦係数が 0.2を超えるとせん断変形の影響が
顕著となり、加工性の劣化や析出物の形態劣化が生じる
ことによって、高温強度の経時劣化が顕著となり、一方
摩擦係数が0.01に満たないと冷延中にスリップが発生し
て、圧延を継続できなくなるおそれが生じるからであ
る。なお、摩擦係数は、圧延時の前方張力と後方張力な
らびに荷重の計測値と、予め求めた材料の変形抵抗の値
から、Brand とFordの解法（例えば Proc. Instn.Mech.
Eng.,159 (1948), P.144〜153 ）により求めることが
できる。また、冷間圧延における圧下率については、ｒ
値向上のために60％以上とすることが推奨される。しか
しながら、圧下率が90％を超えると安定した高ｒ値の現
出が困難な場合がある。
【００５１】その他の条件については、必ずしも限定す
るものではないが、仕上げ焼鈍条件は、再結晶を完了さ
せるために 650℃以上、30ｓ以上とすることが有利であ
る。焼鈍温度は 650℃以上とすることで、十分に再結晶
を進行させることができ、良好な加工性が得られる。と
はいえ、焼鈍温度が1150℃を超えると焼鈍中の表面酸化
等の弊害が生じ、好ましくない。また焼鈍時間は、同様
の理由により、30ｓ以上, 300ｓ以内が推奨される。
るものではないが、仕上げ焼鈍条件は、再結晶を完了さ
せるために 650℃以上、30ｓ以上とすることが有利であ
る。焼鈍温度は 650℃以上とすることで、十分に再結晶
を進行させることができ、良好な加工性が得られる。と
はいえ、焼鈍温度が1150℃を超えると焼鈍中の表面酸化
等の弊害が生じ、好ましくない。また焼鈍時間は、同様
の理由により、30ｓ以上, 300ｓ以内が推奨される。
【００５２】そして、上記した手段の全てを採用するこ
とにより、 1/4板厚面（または3/4板厚面）での粒径の
アスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に適切
に制御することができ、かくして30℃におけるY.S.≦36
0 MPa 、ｒ値≧1.3 、 900℃にて１時間保持後のY.S.≧
18.0 MPaで、しかも107 疲労限が 42 MPa 以上という諸
特性が安定して得られるのである。
とにより、 1/4板厚面（または3/4板厚面）での粒径の
アスペクト比（ｄRD／ｄTD）を1.03〜1.35の範囲に適切
に制御することができ、かくして30℃におけるY.S.≦36
0 MPa 、ｒ値≧1.3 、 900℃にて１時間保持後のY.S.≧
18.0 MPaで、しかも107 疲労限が 42 MPa 以上という諸
特性が安定して得られるのである。
【００５３】なお、本発明では、用途によっては、熱延
板焼鈍後に酸洗等により脱スケールを行い、冷間圧延を
省略したものを使用に供することも可能である。また、
本発明により製造された鋼板を任意の方法で鋼管に加工
しても同様に優れた特性が得られることは言うまでもな
い。
板焼鈍後に酸洗等により脱スケールを行い、冷間圧延を
省略したものを使用に供することも可能である。また、
本発明により製造された鋼板を任意の方法で鋼管に加工
しても同様に優れた特性が得られることは言うまでもな
い。
【００５４】
【実施例】表１に示す成分組成になる鋼を、通常の溶解
炉で溶製し、ついで連続鋳造により 200mm厚の連鋳スラ
ブとしたのち、表２に示す条件でタンデム圧延により熱
間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、冷間圧延し、仕上げ焼
鈍を施した後、酸洗により脱スケールして製品板とし
た。各製品板から３個づつのサンプルを採取した。かく
して得られた製品板のｄRD／ｄTD値、30℃におけるY.S.
およびｒ値、900℃にて１時間保持後のY.S.について測
定した結果を表３に示す。また、表３には、900 ℃での
繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107 疲労限（107
回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）に
ついて測定した結果も併せて示す。
炉で溶製し、ついで連続鋳造により 200mm厚の連鋳スラ
ブとしたのち、表２に示す条件でタンデム圧延により熱
間圧延し、ついで熱延板焼鈍後、冷間圧延し、仕上げ焼
鈍を施した後、酸洗により脱スケールして製品板とし
た。各製品板から３個づつのサンプルを採取した。かく
して得られた製品板のｄRD／ｄTD値、30℃におけるY.S.
およびｒ値、900℃にて１時間保持後のY.S.について測
定した結果を表３に示す。また、表３には、900 ℃での
繰り返し曲げ（両振り）試験により、 107 疲労限（107
回曲げを繰り返しても疲労割れしない最高曲げ応力）に
ついて測定した結果も併せて示す。
【００５５】なお、30℃および 900℃におけるY.S.（0.
2 ％伸びにおける応力（耐力））はそれぞれ、JIS Z 22
41、 JIS G 0567 の方法に準拠して測定した。ただし、
900℃にて１時間保持後の測定値は試験片を１時間均熱
完了後に同様にして測定したものである。また、ｒ値
は、前述したようにJIS Z 2254に準拠して求めた平均塑
性ひずみ比である。さらに、アスペクト比は、 1/4板厚
面（または3/4 板厚面）の組織写真を線分法により、す
なわちＲＤ方向、ＴＤ方向にそれぞれ 100粒程度にわた
る直線を各々２本引き、その長さを粒界との切片数で除
したものを平均し、各方向の粒径の平均値ｄRD、ｄTDと
し、その比からＴＤ方向に対するＲＤ方向の粒のアスペ
クト比（伸長度合い）を評価した。
2 ％伸びにおける応力（耐力））はそれぞれ、JIS Z 22
41、 JIS G 0567 の方法に準拠して測定した。ただし、
900℃にて１時間保持後の測定値は試験片を１時間均熱
完了後に同様にして測定したものである。また、ｒ値
は、前述したようにJIS Z 2254に準拠して求めた平均塑
性ひずみ比である。さらに、アスペクト比は、 1/4板厚
面（または3/4 板厚面）の組織写真を線分法により、す
なわちＲＤ方向、ＴＤ方向にそれぞれ 100粒程度にわた
る直線を各々２本引き、その長さを粒界との切片数で除
したものを平均し、各方向の粒径の平均値ｄRD、ｄTDと
し、その比からＴＤ方向に対するＲＤ方向の粒のアスペ
クト比（伸長度合い）を評価した。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
【表３】
【００５９】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、高温での機
械特性とくに高温強度に優れ、かつ常温での加工性にも
優れたフェライト系ステンレス鋼板を安定して得ること
ができる。
械特性とくに高温強度に優れ、かつ常温での加工性にも
優れたフェライト系ステンレス鋼板を安定して得ること
ができる。
【図１】 本発明法および従来法で得られたフェライト
系ステンレス鋼の 900℃における強度（Y.S.）の経時変
化を比較して示したグラフである。
系ステンレス鋼の 900℃における強度（Y.S.）の経時変
化を比較して示したグラフである。
【図２】 圧延方向（ＲＤ方向）と圧延直角方向（ＴＤ
方向）およびアスペクト比の算出法を示す説明図であ
る。
方向）およびアスペクト比の算出法を示す説明図であ
る。
【図３】 粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）と30℃に
おけるY.S.、ｒ値および900 ℃にて１時間保持後のY.S.
との関係を示したグラフである。
おけるY.S.、ｒ値および900 ℃にて１時間保持後のY.S.
との関係を示したグラフである。
【図４】 粒径のアスペクト比（ｄRD／ｄTD）と高温疲
労特性との関係を示したグラフである。
労特性との関係を示したグラフである。
【図５】 高温疲労試験に用いた試験片の寸法形状およ
び試験要領を示した図である。
び試験要領を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/48 Ｃ２２Ｃ 38/48 38/50 38/50 (72)発明者 宮崎 淳 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 佐藤 進 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4E002 AD01 AD05 BC05 BC07 BD09 4K037 EA01 EA04 EA05 EA09 EA12 EA13 EA14 EA15 EA17 EA18 EA20 EA27 EA29 EA31 EA33 EA35 EB03 EB06 EB07 EB09 EB13 FB07 FF03 FG03 FG10 HA04 JA02
Claims (14)
- 【請求項１】質量百分率で、 Ｃ：0.02％以下、 Si：0.2 〜1.0 ％、 Mn：1.5 ％以下、 Cr：11.0〜20.0％、 Ni：2.0 ％以下、 Mo：1.0 〜2.0 ％、 Al：1.0 ％以下、 Nb：0.2 〜0.8 ％および Ｎ：0.02％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな
り、板面法線方向から見た1/4板厚面での粒径のアスペ
クト比（ｄRD／ｄTD）が、次式 1.03 ≦（ｄRD／ｄTD）≦ 1.35 の範囲を満足することを特徴とする、常温加工性および
高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。 - 【請求項２】請求項１において、鋼板の組成が、質量百
分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする常
温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系
ステンレス鋼板。 - 【請求項３】請求項１または２において、鋼板が、質量
百分率でさらにTi：0.5 ％以下、 Zr：0.5 ％以下および Ta：0.5 ％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なることを特徴とする常温加工性および高温での機械特
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項４】請求項１〜３のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらに Cu：2.0 ％以下 を含有する組織になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらに Ｗ：1.0 ％以下および Mg：0.1 ％以下 のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になる
ことを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 【請求項６】請求項１〜５のいずれかにおいて、鋼板
が、質量百分率でさらに Ca：0.005 ％以下 を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板。 - 【請求項７】請求項１〜６のいずれかにおいて、鋼板の
板厚が 0.3mm超、2.5mm以下であって、しかも30℃にお
けるY.S.≦360MPa、ｒ値≧1.3 でかつ 900℃にて１時間
保持後のY.S.≧18.0 MPaを満足することを特徴とする、
常温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト
系ステンレス鋼板。 - 【請求項８】質量百分率で、 Ｃ：0.02％以下、 Si：0.2 〜1.0 ％、 Mn：1.5 ％以下、 Cr：11.0〜20.0％、 Ni：2.0 ％以下、 Mo：1.0 〜2.0 ％、 Al：1.0 ％以下、 Nb：0.2 〜0.8 ％および Ｎ：0.02％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
鋼片を、タンデム式圧延機で熱間圧延したのち、熱延板
焼鈍を施し、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上
の冷間圧延を施したのち、仕上げ焼鈍を施して、フェラ
イト系ステンレス鋼板を製造するに当たり、 熱延仕上げ最終２スタンドのトータル圧下率を25％以
上、最終２スタンド間の通過時間を 1.0秒以内、最終パ
スの線圧を 15 MN/m以上に制御し、かつ 800〜1050℃の
温度で熱延板焼鈍を行うと共に、冷延圧延最終パスを板
温：80〜200 ℃、摩擦係数：0.01〜0.2 の条件下で行う
ことを特徴とする、常温加工性および高温での機械特性
に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項９】請求項８において、鋼片の組成が、質量百
分率で、Ｐ＋Ｓ≦0.05％を満足することを特徴とする常
温加工性および高温での機械特性に優れたフェライト系
ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】請求項８または９において、鋼片が、質
量百分率でさらに Ti：0.5 ％以下、 Zr：0.5 ％以下および Ta：0.5 ％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なることを特徴とする常温加工性および高温での機械特
性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】請求項８〜10のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらに Cu：2.0 ％以下 を含有する組織になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法。 - 【請求項１２】請求項８〜11のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらに Ｗ：1.0 ％以下および Mg：0.1 ％以下 のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になる
ことを特徴とする常温加工性および高温での機械特性に
優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 【請求項１３】請求項８〜12のいずれかにおいて、鋼片
が、質量百分率でさらに Ca：0.005 ％以下 を含有する組成になることを特徴とする常温加工性およ
び高温での機械特性に優れたフェライト系ステンレス鋼
板の製造方法。 - 【請求項１４】請求項８〜13のいずれかにおいて、板厚
が 0.3mm超、2.5mm 以下になるように冷間圧延すること
を特徴とする、常温加工性および高温での機械特性に優
れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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| JP2000223607 | 2000-07-25 | ||
| JP2000-223607 | 2000-07-25 | ||
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006009056A (ja) * | 2004-06-23 | 2006-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | 固体酸化物型燃料電池セパレーター用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2006185980A (ja) * | 2004-12-27 | 2006-07-13 | Hitachi Industrial Equipment Systems Co Ltd | 配電用変圧器及びタンク容器 |
| JP2006299299A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 意匠性に優れたクリヤ塗装ステンレス鋼板およびその素材の製造方法 |
| WO2008004506A1 (fr) | 2006-07-04 | 2008-01-10 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Acier au chrome présentant une excellente résistance à la fatigue thermique |
| KR100858572B1 (ko) * | 2002-08-09 | 2008-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 연료전지용 금속재료, 그것을 사용한 연료전지 및, 그재료의 제조방법 |
| JP2010053417A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Jfe Steel Corp | 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2012107314A (ja) * | 2010-10-26 | 2012-06-07 | Jfe Steel Corp | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| CN105414181A (zh) * | 2015-12-25 | 2016-03-23 | 西部钛业有限责任公司 | 一种纯锆宽幅薄板的加工方法 |
| WO2016105065A1 (ko) * | 2014-12-23 | 2016-06-30 | (주)포스코 | 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| JP2016538422A (ja) * | 2013-10-28 | 2016-12-08 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | スラブ鋳造による金属鋼製造 |
| CN111118404A (zh) * | 2018-10-31 | 2020-05-08 | 北京铂阳顶荣光伏科技有限公司 | 一种不锈钢箔及其制备方法 |
| CN113560336A (zh) * | 2021-07-26 | 2021-10-29 | 重庆钢铁研究所有限公司 | 一种17-4ph沉淀硬化不锈钢六角钢型材的制备方法 |
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Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06248394A (ja) * | 1993-02-26 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐高温塩害腐食性に優れた自動車排気系機器用フェライトステンレス鋼 |
| JPH07268554A (ja) * | 1994-03-28 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 成形加工性および耐熱性の優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板 |
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- 2001-06-28 JP JP2001195834A patent/JP4622171B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06248394A (ja) * | 1993-02-26 | 1994-09-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐高温塩害腐食性に優れた自動車排気系機器用フェライトステンレス鋼 |
| JPH07268554A (ja) * | 1994-03-28 | 1995-10-17 | Nippon Steel Corp | 成形加工性および耐熱性の優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板 |
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100858572B1 (ko) * | 2002-08-09 | 2008-09-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 연료전지용 금속재료, 그것을 사용한 연료전지 및, 그재료의 제조방법 |
| JP4675066B2 (ja) * | 2004-06-23 | 2011-04-20 | 日新製鋼株式会社 | 固体酸化物型燃料電池セパレーター用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2006009056A (ja) * | 2004-06-23 | 2006-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | 固体酸化物型燃料電池セパレーター用フェライト系ステンレス鋼 |
| US8143985B2 (en) | 2004-12-27 | 2012-03-27 | Hitachi Industrial Equipment Systems Co., Ltd. | Power distribution transformer and tank therefor |
| US8432244B2 (en) | 2004-12-27 | 2013-04-30 | Hitachi Industrial Equipment Systems Co., Ltd. | Power distribution transformer and tank therefor |
| JP2006185980A (ja) * | 2004-12-27 | 2006-07-13 | Hitachi Industrial Equipment Systems Co Ltd | 配電用変圧器及びタンク容器 |
| US7843298B2 (en) | 2004-12-27 | 2010-11-30 | Hitachi Industrial Equipment Systems Co., Ltd | Power distribution transformer and tank therefor |
| JP2006299299A (ja) * | 2005-04-15 | 2006-11-02 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 意匠性に優れたクリヤ塗装ステンレス鋼板およびその素材の製造方法 |
| JP4606929B2 (ja) * | 2005-04-15 | 2011-01-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 意匠性に優れたクリヤ塗装ステンレス鋼板およびその素材の製造方法 |
| WO2008004506A1 (fr) | 2006-07-04 | 2008-01-10 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Acier au chrome présentant une excellente résistance à la fatigue thermique |
| JP2010053417A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Jfe Steel Corp | 熱疲労特性、高温疲労特性および耐酸化性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2012107314A (ja) * | 2010-10-26 | 2012-06-07 | Jfe Steel Corp | 熱疲労特性と高温疲労特性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2016538422A (ja) * | 2013-10-28 | 2016-12-08 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | スラブ鋳造による金属鋼製造 |
| JP2019214076A (ja) * | 2013-10-28 | 2019-12-19 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | スラブ鋳造による金属鋼製造 |
| WO2016105065A1 (ko) * | 2014-12-23 | 2016-06-30 | (주)포스코 | 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| CN105414181A (zh) * | 2015-12-25 | 2016-03-23 | 西部钛业有限责任公司 | 一种纯锆宽幅薄板的加工方法 |
| CN105414181B (zh) * | 2015-12-25 | 2017-08-01 | 西部钛业有限责任公司 | 一种纯锆宽幅薄板的加工方法 |
| CN111118404A (zh) * | 2018-10-31 | 2020-05-08 | 北京铂阳顶荣光伏科技有限公司 | 一种不锈钢箔及其制备方法 |
| CN113560336A (zh) * | 2021-07-26 | 2021-10-29 | 重庆钢铁研究所有限公司 | 一种17-4ph沉淀硬化不锈钢六角钢型材的制备方法 |
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