JPH093606A - 成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板 - Google Patents
成形加工後の耐肌あれ性および高温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板Info
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- JPH093606A JPH093606A JP7156440A JP15644095A JPH093606A JP H093606 A JPH093606 A JP H093606A JP 7156440 A JP7156440 A JP 7156440A JP 15644095 A JP15644095 A JP 15644095A JP H093606 A JPH093606 A JP H093606A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 成形加工後の耐肌荒れ性および高温疲労特性
が良好な、しかも成形加工性を損なうことのない、フェ
ライト系ステンレス熱延鋼板を提供する。 【構成】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物とす
る。
が良好な、しかも成形加工性を損なうことのない、フェ
ライト系ステンレス熱延鋼板を提供する。 【構成】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物とす
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、成形加工用に用いて好
適であり、とくに成形加工後の耐肌荒れ性および疲労特
性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板に関するも
のである。に関するものである。
適であり、とくに成形加工後の耐肌荒れ性および疲労特
性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板に関するも
のである。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ると加工性や耐食性の点で
はやや劣っているものの、耐応力腐食割れ性に優れると
ともに安価であることから各種厨房器具、自動車排気系
部品（エキゾーストマニホールド、エキゾーストパイ
プ、コンバーターシェル、マフラー等）などの分野で幅
広く使用されている。このような加工用途に用いられる
場合において、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改
善するために、例えば特開昭51-14811号公報、特開昭51
-14812号公報、特開昭52-31919号公報などに開示されて
いるように、Ti,Nb といった元素を添加して鋼中に固溶
するＣやＮなどの不純物元素を固定する技術が広く行わ
れている。
ナイト系ステンレス鋼に比べると加工性や耐食性の点で
はやや劣っているものの、耐応力腐食割れ性に優れると
ともに安価であることから各種厨房器具、自動車排気系
部品（エキゾーストマニホールド、エキゾーストパイ
プ、コンバーターシェル、マフラー等）などの分野で幅
広く使用されている。このような加工用途に用いられる
場合において、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改
善するために、例えば特開昭51-14811号公報、特開昭51
-14812号公報、特開昭52-31919号公報などに開示されて
いるように、Ti,Nb といった元素を添加して鋼中に固溶
するＣやＮなどの不純物元素を固定する技術が広く行わ
れている。
【０００３】さて、このフェライト系ステンレス鋼板
は、通常、連続鋳造鋳片を加熱した後、熱間圧延一熱延
板焼鈍・酸洗一冷間圧延一仕上げ焼鈍・酸洗の各工程を
経て製造される。そこで、これらのうちの一部の工程、
とくに冷間圧延以降の工程を省略して製造されるステン
レス熱延鋼板は、冷間圧延以降の設備費や運転費を大幅
に軽減できるため、オーステナイト系に比較して安価で
あるフェライト系ステンレス鋼板を一層安価にかつ短期
間に製造することができ、工業上のメリットは極めて大
きい。
は、通常、連続鋳造鋳片を加熱した後、熱間圧延一熱延
板焼鈍・酸洗一冷間圧延一仕上げ焼鈍・酸洗の各工程を
経て製造される。そこで、これらのうちの一部の工程、
とくに冷間圧延以降の工程を省略して製造されるステン
レス熱延鋼板は、冷間圧延以降の設備費や運転費を大幅
に軽減できるため、オーステナイト系に比較して安価で
あるフェライト系ステンレス鋼板を一層安価にかつ短期
間に製造することができ、工業上のメリットは極めて大
きい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、一般に
熱延鋼板は冷延鋼板と比較して焼鈍後の結晶粒が大き
く、成形加工後の表面の肌荒れが大きいという問題があ
った。この粗大結晶粒および成形加工後の肌荒れは、表
面の美観を損なうばかりでなく、自動車排気系部品（エ
キゾーストパイプなど）のように、高温下でエンジンな
どの振動を受ける部材においては高温疲労特性を低下さ
せるという問題もあった。この現象は、高温疲労環境下
において、粗大結晶粒を有する組織では、母材より強度
が低い粒界で容易に疲労破壊が発生すること、あるいは
表面肌荒れ部に応力集中し破壊の起点となることにより
説明される。ところで、このように加工後の肌荒れや疲
労破壊特性に大きな影響を及ぼす鋼板の結晶粒径は、焼
鈍の温度・時間などの条件によりある程度調整可能であ
るが、結晶粒径を微細にするために低温・短時間の焼鈍
を施した場合には、完全な再結晶組織は得られなくな
り、鋼板の板厚方向中央部付近は熱延時の展伸組織を残
したままのものとなる。その結果、伸び（Ｅｌ．）や深
絞り性の指標となるランクフォード値（ｒ値）が小さく
なり、十分な成形加工性を得ることが出来ない。これら
のことが、フェライト系ステンレス熱延鋼板における良
好な成形加工性と優れた耐肌あれ性や高温疲労特性を両
立させることを困難にし、前記特性が要求される自動車
排気系部材へのフェライト系ステンレス熱延鋼板の適用
を妨げている大きな原因であった。
熱延鋼板は冷延鋼板と比較して焼鈍後の結晶粒が大き
く、成形加工後の表面の肌荒れが大きいという問題があ
った。この粗大結晶粒および成形加工後の肌荒れは、表
面の美観を損なうばかりでなく、自動車排気系部品（エ
キゾーストパイプなど）のように、高温下でエンジンな
どの振動を受ける部材においては高温疲労特性を低下さ
せるという問題もあった。この現象は、高温疲労環境下
において、粗大結晶粒を有する組織では、母材より強度
が低い粒界で容易に疲労破壊が発生すること、あるいは
表面肌荒れ部に応力集中し破壊の起点となることにより
説明される。ところで、このように加工後の肌荒れや疲
労破壊特性に大きな影響を及ぼす鋼板の結晶粒径は、焼
鈍の温度・時間などの条件によりある程度調整可能であ
るが、結晶粒径を微細にするために低温・短時間の焼鈍
を施した場合には、完全な再結晶組織は得られなくな
り、鋼板の板厚方向中央部付近は熱延時の展伸組織を残
したままのものとなる。その結果、伸び（Ｅｌ．）や深
絞り性の指標となるランクフォード値（ｒ値）が小さく
なり、十分な成形加工性を得ることが出来ない。これら
のことが、フェライト系ステンレス熱延鋼板における良
好な成形加工性と優れた耐肌あれ性や高温疲労特性を両
立させることを困難にし、前記特性が要求される自動車
排気系部材へのフェライト系ステンレス熱延鋼板の適用
を妨げている大きな原因であった。
【０００５】そこで、本発明の目的は、成形加工後の耐
肌荒れ性および高温疲労特性が良好な、しかも成形加工
性を損なうことのない、フェライト系ステンレス熱延鋼
板を提供することにある。
肌荒れ性および高温疲労特性が良好な、しかも成形加工
性を損なうことのない、フェライト系ステンレス熱延鋼
板を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】さて、上掲の目的の実現
に向けて鋭意研究した結果、発明者らは、フェライト系
ステンレス鋼において、TiによるＣ，Ｎの固定、ＶとＢ
の複合添加などの化学組成を適正範囲に調整することに
より、成形加工後の耐肌荒れ性、高温疲労特性および成
形加工性のいずれもに優れるステンレス熱延鋼板を製造
可能であることを見いだし、本発明を完成するに至っ
た。
に向けて鋭意研究した結果、発明者らは、フェライト系
ステンレス鋼において、TiによるＣ，Ｎの固定、ＶとＢ
の複合添加などの化学組成を適正範囲に調整することに
より、成形加工後の耐肌荒れ性、高温疲労特性および成
形加工性のいずれもに優れるステンレス熱延鋼板を製造
可能であることを見いだし、本発明を完成するに至っ
た。
【０００７】本発明は、上記の考え方を具体化した下記
の構成を要旨とするものである。 (1) Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
の構成を要旨とするものである。 (1) Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００８】(2) Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【０００９】(3) Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【００１０】(4) Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、Cr： 6〜25wt
％、 Ｎ：0.03wt％以下、Al：0.3 wt％以下、 Ti：
0.4 wt％以下、Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.00
50wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
【００１１】
【作用】以下、本発明における鋼の各化学成分値を上記
要旨構成のように限定した理由について説明する。 Ｃ：0.03wt％以下 Ｃは、成形加工性（ｒ値）、耐食性を低下させる元素で
あるので、可能な限り低減させることが望ましい。ま
た、後述するようなＶの効果を発揮させるためにも、固
溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのた
めに本発明においては、ＣをＴｉあるいはさらにＮｂの
添加により固定し、成形加工性およびフェライト安定性
への悪影響を軽減し、Ｖの効果を充分に発揮させる。し
かしながら、Ｃ含有量が0.03wt％を超えると、鋼板中の
析出物量が増加し加工性の低下および表面性状の悪化を
招くので、その含有範囲を0.03wt％以下、好ましくは0.
015wt％以下とする。
要旨構成のように限定した理由について説明する。 Ｃ：0.03wt％以下 Ｃは、成形加工性（ｒ値）、耐食性を低下させる元素で
あるので、可能な限り低減させることが望ましい。ま
た、後述するようなＶの効果を発揮させるためにも、固
溶する量を可能な限り低減することが望ましい。そのた
めに本発明においては、ＣをＴｉあるいはさらにＮｂの
添加により固定し、成形加工性およびフェライト安定性
への悪影響を軽減し、Ｖの効果を充分に発揮させる。し
かしながら、Ｃ含有量が0.03wt％を超えると、鋼板中の
析出物量が増加し加工性の低下および表面性状の悪化を
招くので、その含有範囲を0.03wt％以下、好ましくは0.
015wt％以下とする。
【００１２】Ｓｉ：2.0 wt％以下 Ｓｉは、鋼の脱酸のために有効なほか、高温での耐酸化
性や高温塩害特性を向上させる元素である。しかし、2.
0 wt％を超えて含有すると伸び特性を劣化させるので、
2.0 wt％以下に限定する。なお、自動車排気系部材など
の用途で使用する場合には、0.6 wt％以上含有すること
が望ましい。
性や高温塩害特性を向上させる元素である。しかし、2.
0 wt％を超えて含有すると伸び特性を劣化させるので、
2.0 wt％以下に限定する。なお、自動車排気系部材など
の用途で使用する場合には、0.6 wt％以上含有すること
が望ましい。
【００１３】Ｍｎ：0.8 wt％以下 Ｍｎは、鋼中のＳを析出固定し、熱間圧延性を改善する
のに有効な元素であるが、成形加工性に有害な元素であ
る。従って、その添加範囲は0.8 wt％以下、好ましくは
0.5 wt％以下とする。
のに有効な元素であるが、成形加工性に有害な元素であ
る。従って、その添加範囲は0.8 wt％以下、好ましくは
0.5 wt％以下とする。
【００１４】Ｓ：0.03wt％以下 Ｓは、熱間加工性を劣化させる有害元素であるが、通常
Ｍｎと結合してＭｎＳを形成するため0.03wt％以下の含
有では影響は小さい。しかしながら、0.03wt％を超えて
含有すると析出したＭｎＳが初錆の起点となり耐食性が
劣化するとともに、結晶粒界に偏析し粒界脆化を促進す
る。したがって含有量は、0.03wt％以下、好ましくは0.
005 wt％以下に制限する。
Ｍｎと結合してＭｎＳを形成するため0.03wt％以下の含
有では影響は小さい。しかしながら、0.03wt％を超えて
含有すると析出したＭｎＳが初錆の起点となり耐食性が
劣化するとともに、結晶粒界に偏析し粒界脆化を促進す
る。したがって含有量は、0.03wt％以下、好ましくは0.
005 wt％以下に制限する。
【００１５】Ｃｒ：６〜２５wt％ Ｃｒは、耐食性および高温下での耐酸化性を向上させる
ために不可欠な元素である。Ｃｒの添加量が６wt％未満
では十分な効果が得られず、一方２５wt％を超えて添加
すると加工性が劣化し、素材コストの上昇をも招くた
め、添加量は６wt％〜２５wt％とする。なお、成形加工
性を優先する用途への使用を目的とする場合には15wt％
以下とすることが、また常温での耐食性が求められる用
途に使用する場合には10wt％以上とすることが望まし
い。
ために不可欠な元素である。Ｃｒの添加量が６wt％未満
では十分な効果が得られず、一方２５wt％を超えて添加
すると加工性が劣化し、素材コストの上昇をも招くた
め、添加量は６wt％〜２５wt％とする。なお、成形加工
性を優先する用途への使用を目的とする場合には15wt％
以下とすることが、また常温での耐食性が求められる用
途に使用する場合には10wt％以上とすることが望まし
い。
【００１６】Ｎ：0.03wt％以下 Ｎは、Ｃと同様に、鋼板の成形加工性（ｒ値）を低下さ
せる元素であるので、可能な限り低減させることが望ま
しい。また、後述するようなＢの効果を発揮させるため
にも、固溶する量を可能な限り低減することが望まし
い。そのために本発明においては、ＮをＴｉあるいはさ
らにＮｂの添加により固定し、無害化するしかしなが
ら、その含有量が0.03wt％を超えると鋼板中の析出物量
が増加し、成形加工性の低下および表面性状の悪化を招
く。従って、Ｎの含有量は0.03wt％以下、好ましくは0.
01wt％以下に制限する。
せる元素であるので、可能な限り低減させることが望ま
しい。また、後述するようなＢの効果を発揮させるため
にも、固溶する量を可能な限り低減することが望まし
い。そのために本発明においては、ＮをＴｉあるいはさ
らにＮｂの添加により固定し、無害化するしかしなが
ら、その含有量が0.03wt％を超えると鋼板中の析出物量
が増加し、成形加工性の低下および表面性状の悪化を招
く。従って、Ｎの含有量は0.03wt％以下、好ましくは0.
01wt％以下に制限する。
【００１７】Ａｌ：0.3 wt％以下 Ａｌは、脱酸に有効な元素であるが、過剰に添加すると
熱延焼鈍板の加工性を劣化させるため、0.3 wt％以下、
好ましくは0.1 wt％以下とする。
熱延焼鈍板の加工性を劣化させるため、0.3 wt％以下、
好ましくは0.1 wt％以下とする。
【００１８】Ｔｉ：0.4 wt％以下 Ｔｉは、強力なＣ，Ｎ安定化元素であり、成形加工性を
改善する効果を有する。また、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出
を抑制して耐食性を改善する効果も有する。これらの効
果を発揮させるためには、Ｔｉの添加量は後述するよう
なＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｔｉ添加
量が0.4 wt％を超えると、成形加工性がかえって低下す
るとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、
靭性の劣化を引き起こし製造性を低下させる。従って、
Ｔｉ添加量は0.4 wt％以下とする。
改善する効果を有する。また、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出
を抑制して耐食性を改善する効果も有する。これらの効
果を発揮させるためには、Ｔｉの添加量は後述するよう
なＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｔｉ添加
量が0.4 wt％を超えると、成形加工性がかえって低下す
るとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、
靭性の劣化を引き起こし製造性を低下させる。従って、
Ｔｉ添加量は0.4 wt％以下とする。
【００１９】Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050
wt％、かつ Ｖ/ Ｂ＞10 ＶおよびＢは、本発明において極めて重要な元素であ
る。ＶとＢとを、それぞれ0.02〜0.4 wt％、0.0002〜0.
0050wt％、かつＶ/ Ｂ＞10を満たして複合添加すること
により、熱延焼鈍板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後
の粒成長を抑制する効果を有する。このような効果が得
られる理由については必ずしも明確ではないが、Ｖはフ
ェライト粒内に固溶することにより焼鈍時の再結晶粒の
微細化および粒成長抑制し、Ｂは焼鈍再結晶後のフェラ
イト粒界に濃縮し粒界移動を遅らせることにより粒成長
抑制を補助するものと考えられる。また、ＶとＢの含有
比により効果が異なるのは、フェライト結晶粒の体積と
フェライト粒界面積のバランスが関係するものと思われ
る。このように結晶粒の細粒化が達成されることによ
り、成形加工後の表面の肌荒れが著しく改善され、さら
に、自動車排気系部材（エキゾーストパイプなど）のよ
うに高温下で高サイクルの機械振動を受ける材料の疲労
特性も向上する。結晶粒の細粒化により、疲労特性が向
上する理由は、おおよそ次のような理由によるものと思
われる。 １）応力集中により破壊の起点となりやすい、成形加工
後の肌荒れが軽減できる。 ２）粒界は応力集中が大きく亀裂の伝播経路になるが、
細粒化すれば、粒界面積の増加により単位粒界当たりの
応力集中が緩和される。 ３）Ｂの粒界濃縮により、粒界強度が強化される。 ここで、Ｖは、Ｔｉ, ＮｂによるＣの析出固定が十分で
ない場合には、Ｃと反応してＶ2 ＣあるいはＶＣとして
析出し粒成長抑制効果が低下する。一方、Ｂは、Ｔｉに
よるＮの析出固定が十分でない場合には、Ｎと反応して
ＢＮとして析出し、逆に粒成長を促進させる。したがっ
て、Ｃは、Ｖより強力な炭化物形成元素であるＴｉ, Ｎ
ｂの十分な添加により、Ｎは、ＶおよびＢより強力な窒
化物形成元素であるＴｉの十分な添加により析出固定さ
れなければならない。なお、Ｂの添加効果は、上記のほ
かに、熱延中の加工歪みの蓄積を促進し、焼鈍後の再結
晶集合組織に関して｛１１１｝面の集積を高め、成形性
を改善する効果も有するので、冷延鋼板と比較して成形
性の劣る熱延鋼板にとって添加の意義は大きい。上述し
たＶ，Ｂの添加効果は、Ｖ量が0.02wt％以上、Ｂ量が0.
0002wt％以上、かつ各添加量の比Ｖ/ Ｂ＞10を満たした
場合に始めて発揮される。一方、ＶおよびＢをそれぞれ
0.4 wt％、0.0050wt％を超えて過剰に添加すると、焼鈍
中の結晶粒微細化および成長抑制、成形性改善の効果が
飽和するだけでなく、逆に材質が硬化し伸び特性が劣化
して成形加工性が低下する。したがって、Ｖ量は0.02〜
0.4 wt％、Ｂ量は0.0002〜0.0050wt％、かつＶ/ Ｂ＞10
とする。
wt％、かつ Ｖ/ Ｂ＞10 ＶおよびＢは、本発明において極めて重要な元素であ
る。ＶとＢとを、それぞれ0.02〜0.4 wt％、0.0002〜0.
0050wt％、かつＶ/ Ｂ＞10を満たして複合添加すること
により、熱延焼鈍板の結晶粒を微細化し、かつ再結晶後
の粒成長を抑制する効果を有する。このような効果が得
られる理由については必ずしも明確ではないが、Ｖはフ
ェライト粒内に固溶することにより焼鈍時の再結晶粒の
微細化および粒成長抑制し、Ｂは焼鈍再結晶後のフェラ
イト粒界に濃縮し粒界移動を遅らせることにより粒成長
抑制を補助するものと考えられる。また、ＶとＢの含有
比により効果が異なるのは、フェライト結晶粒の体積と
フェライト粒界面積のバランスが関係するものと思われ
る。このように結晶粒の細粒化が達成されることによ
り、成形加工後の表面の肌荒れが著しく改善され、さら
に、自動車排気系部材（エキゾーストパイプなど）のよ
うに高温下で高サイクルの機械振動を受ける材料の疲労
特性も向上する。結晶粒の細粒化により、疲労特性が向
上する理由は、おおよそ次のような理由によるものと思
われる。 １）応力集中により破壊の起点となりやすい、成形加工
後の肌荒れが軽減できる。 ２）粒界は応力集中が大きく亀裂の伝播経路になるが、
細粒化すれば、粒界面積の増加により単位粒界当たりの
応力集中が緩和される。 ３）Ｂの粒界濃縮により、粒界強度が強化される。 ここで、Ｖは、Ｔｉ, ＮｂによるＣの析出固定が十分で
ない場合には、Ｃと反応してＶ2 ＣあるいはＶＣとして
析出し粒成長抑制効果が低下する。一方、Ｂは、Ｔｉに
よるＮの析出固定が十分でない場合には、Ｎと反応して
ＢＮとして析出し、逆に粒成長を促進させる。したがっ
て、Ｃは、Ｖより強力な炭化物形成元素であるＴｉ, Ｎ
ｂの十分な添加により、Ｎは、ＶおよびＢより強力な窒
化物形成元素であるＴｉの十分な添加により析出固定さ
れなければならない。なお、Ｂの添加効果は、上記のほ
かに、熱延中の加工歪みの蓄積を促進し、焼鈍後の再結
晶集合組織に関して｛１１１｝面の集積を高め、成形性
を改善する効果も有するので、冷延鋼板と比較して成形
性の劣る熱延鋼板にとって添加の意義は大きい。上述し
たＶ，Ｂの添加効果は、Ｖ量が0.02wt％以上、Ｂ量が0.
0002wt％以上、かつ各添加量の比Ｖ/ Ｂ＞10を満たした
場合に始めて発揮される。一方、ＶおよびＢをそれぞれ
0.4 wt％、0.0050wt％を超えて過剰に添加すると、焼鈍
中の結晶粒微細化および成長抑制、成形性改善の効果が
飽和するだけでなく、逆に材質が硬化し伸び特性が劣化
して成形加工性が低下する。したがって、Ｖ量は0.02〜
0.4 wt％、Ｂ量は0.0002〜0.0050wt％、かつＶ/ Ｂ＞10
とする。
【００２０】Ｎｂ：0.5 wt％以下 Ｎｂは、Ｃ，Ｎ安定化元素であり、Ｔｉを補完して、成
形加工性を改善するとともに、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出
を抑制して耐食性を改善する効果を有する。これらの効
果を発揮させるためには、Ｎｂの添加量は後述するよう
なＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｎｂ添加
量が0.5 wt％を超えると、成形加工性がかえって低下す
るとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、
靭性の劣化を引き起こし製造工程において支障をきた
す。従って、Ｎｂ添加量は0.4 wt％以下とする。なお、
Ｔｉと複合添加する場合、Ｔｉ＋Ｎｂで0.6 wt％以下に
制限するのが好ましい。
形加工性を改善するとともに、Ｃｒ炭窒化物の粒界析出
を抑制して耐食性を改善する効果を有する。これらの効
果を発揮させるためには、Ｎｂの添加量は後述するよう
なＣ，Ｎとの関係を満たす必要がある。一方、Ｎｂ添加
量が0.5 wt％を超えると、成形加工性がかえって低下す
るとともに、溶接部の加工性が大きく低下する。また、
靭性の劣化を引き起こし製造工程において支障をきた
す。従って、Ｎｂ添加量は0.4 wt％以下とする。なお、
Ｔｉと複合添加する場合、Ｔｉ＋Ｎｂで0.6 wt％以下に
制限するのが好ましい。
【００２１】Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 または、Ti/48 ＞
Ｎ/14 かつTi/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 ＴｉおよびＮｂは、前述したＶおよびＢの効果を有効に
作用させるため、すなわち、ＮをＴｉＮとして、ＣをＴ
ｉＣまたはＮｂＣとして析出固定するために添加する。
そこで、化学量論比から、Ｔｉ単独添加の場合にはTi/4
8 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 、またＴｉおよびＮｂの複合添加の
場合にはTi/48 ＞Ｎ/14 かつTi/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋
Ｃ/12 を満足する量を添加することが必要である。
Ｎ/14 かつTi/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 ＴｉおよびＮｂは、前述したＶおよびＢの効果を有効に
作用させるため、すなわち、ＮをＴｉＮとして、ＣをＴ
ｉＣまたはＮｂＣとして析出固定するために添加する。
そこで、化学量論比から、Ｔｉ単独添加の場合にはTi/4
8 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 、またＴｉおよびＮｂの複合添加の
場合にはTi/48 ＞Ｎ/14 かつTi/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋
Ｃ/12 を満足する量を添加することが必要である。
【００２２】本発明では、さらに、必要に応じて以下の
元素を含有することができる。 Ｃａ：0.01wt％以下 Ｃａは、溶鋼中でＣａＳを生成して、Ｔｉを含有する溶
鋼を鋳造する際に発生するＴｉＳ系介在物によるノズル
詰まりを抑制するのに有用な元素である。しかし、過剰
に添加すると耐食性の劣化をもたらすので、その添加量
を0.01wt％以下、好ましくはＳ含有量との関係において
Ｓ≦（32／40）Ｃａ≦1.5 Ｓの範囲とする。
元素を含有することができる。 Ｃａ：0.01wt％以下 Ｃａは、溶鋼中でＣａＳを生成して、Ｔｉを含有する溶
鋼を鋳造する際に発生するＴｉＳ系介在物によるノズル
詰まりを抑制するのに有用な元素である。しかし、過剰
に添加すると耐食性の劣化をもたらすので、その添加量
を0.01wt％以下、好ましくはＳ含有量との関係において
Ｓ≦（32／40）Ｃａ≦1.5 Ｓの範囲とする。
【００２３】Ｍｏ：2.0 wt％以下 Ｍｏは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応
じて添加することができる。しかしながら、添加量が2.
0 wt％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、
2.0 wt％以下とする。なお、Ｃｕと複合添加する場合に
は、両者の合計含有量で2.0 wt％以下とするのが望まし
い。
じて添加することができる。しかしながら、添加量が2.
0 wt％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、
2.0 wt％以下とする。なお、Ｃｕと複合添加する場合に
は、両者の合計含有量で2.0 wt％以下とするのが望まし
い。
【００２４】Ｃｕ：2.0 wt％以下 Ｃｕは、耐食性を一層向上させる効果があり、必要に応
じて添加することができる。しかしながら、添加量が2.
0 wt％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、
2.0 wt％以下とする。なお、Ｍｏと複合添加する場合に
は、両者の合計含有量で2.0 wt％以下とするのが望まし
い。
じて添加することができる。しかしながら、添加量が2.
0 wt％を超えると熱間圧延中の加工性が低下するので、
2.0 wt％以下とする。なお、Ｍｏと複合添加する場合に
は、両者の合計含有量で2.0 wt％以下とするのが望まし
い。
【００２５】なお、Ｐについては言及しなかったが、Ｐ
は、一般にＰｂ、Ｓｎと同様に熱間割れ性を高め、熱間
圧延性および熱延板靭性を低下させるので0.03wt％以下
とすることが望ましい。また、本発明鋼板の製造にあた
っては、加熱温度：1250〜1050℃、仕上げ温度：900 〜
600 ℃、巻取温度：700 ℃以下の熱間圧延ののち、800
〜1100℃で焼鈍するのが望ましい。
は、一般にＰｂ、Ｓｎと同様に熱間割れ性を高め、熱間
圧延性および熱延板靭性を低下させるので0.03wt％以下
とすることが望ましい。また、本発明鋼板の製造にあた
っては、加熱温度：1250〜1050℃、仕上げ温度：900 〜
600 ℃、巻取温度：700 ℃以下の熱間圧延ののち、800
〜1100℃で焼鈍するのが望ましい。
【００２６】
【実施例】以下、実施例により本発明を具体的に説明す
る。表１に示す化学組成の鋼１〜２２を、容量30ｋｇの
真空溶解炉にて溶製した。得られた小型鋼塊を1250℃に
加熱したのち、仕上げ温度：700 ℃、圧延パス数：８パ
スからなる熱間圧延により、板厚２mmの熱延板を製造し
た。この熱延板を表２に示す温度にて60sec 保持の焼鈍
を施し、酸洗した。
る。表１に示す化学組成の鋼１〜２２を、容量30ｋｇの
真空溶解炉にて溶製した。得られた小型鋼塊を1250℃に
加熱したのち、仕上げ温度：700 ℃、圧延パス数：８パ
スからなる熱間圧延により、板厚２mmの熱延板を製造し
た。この熱延板を表２に示す温度にて60sec 保持の焼鈍
を施し、酸洗した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】得られた熱延焼鈍板について、表面を＃10
00のエメリー紙により研磨して熱延ロール面などの影響
を除去した。この供試材から、圧延方向にＪＩＳ13号Ｂ
引張試験片を採取し、ｒ値（15％の引張歪みを与えた
後、３点法により測定）を測定した。さらに肌荒れ性の
指標としてこの15％の引張後の試験片について引張方向
の表面粗さ（Ｒａ）を調査した。最後にこの試験片を破
断まで引っ張り、破断伸び（Ｅｌ．）を測定した。ま
た、高温疲労特性は図１に示す板状試験片を用いて、試
験温度700 ℃、試験速度1700回/ 分の曲げモーメントと
するシェンク式高温平面曲げ疲労試験機により評価し
た。試験方法の概要は、図２に示すように、試験片の一
端を固定し逆側に繰り返し曲げモーメントを加えること
により疲労試験が行うものである。図３は、試験結果の
一例として、No. ８（発明例）とNo. ６ｂ（比較例）の
結果を示したものである。このような試験結果より破損
寿命が１０7 サイクルとなる応力（１０7 疲労限応力、
以下単に「疲労限応力」と略記する。）を求めた。上記
の方法により、成形加工性（ｒ値、破断伸び）、耐肌荒
れ性（Ｒａ）、高温疲労特性（疲労限応力）を評価しこ
れらの試験結果を表２に示す。
00のエメリー紙により研磨して熱延ロール面などの影響
を除去した。この供試材から、圧延方向にＪＩＳ13号Ｂ
引張試験片を採取し、ｒ値（15％の引張歪みを与えた
後、３点法により測定）を測定した。さらに肌荒れ性の
指標としてこの15％の引張後の試験片について引張方向
の表面粗さ（Ｒａ）を調査した。最後にこの試験片を破
断まで引っ張り、破断伸び（Ｅｌ．）を測定した。ま
た、高温疲労特性は図１に示す板状試験片を用いて、試
験温度700 ℃、試験速度1700回/ 分の曲げモーメントと
するシェンク式高温平面曲げ疲労試験機により評価し
た。試験方法の概要は、図２に示すように、試験片の一
端を固定し逆側に繰り返し曲げモーメントを加えること
により疲労試験が行うものである。図３は、試験結果の
一例として、No. ８（発明例）とNo. ６ｂ（比較例）の
結果を示したものである。このような試験結果より破損
寿命が１０7 サイクルとなる応力（１０7 疲労限応力、
以下単に「疲労限応力」と略記する。）を求めた。上記
の方法により、成形加工性（ｒ値、破断伸び）、耐肌荒
れ性（Ｒａ）、高温疲労特性（疲労限応力）を評価しこ
れらの試験結果を表２に示す。
【００３０】鋼１〜５は１１wt％Ｃｒベースのものであ
る。ＶとＢの添加量が不足する鋼１を８５０℃で焼鈍し
たNo. １ａは、焼鈍温度が低く再結晶不足であり、伸
び、ｒ値が低かった。焼鈍温度を９００℃に高めたNo.
１ｂは、伸び、ｒ値は向上し加工性は満足するものの、
表面粗度がＲａ＝７，３と高く、目視によっても激しい
肌荒れが確認された。さらに焼鈍温度を９５０℃に高め
たNo. １ｃは、耐肌荒れ性が一層劣化するだけでなく、
疲労限応力も成形加工性を満足する焼鈍温度で製造した
No. １ｂに対して７．７％低下してしまい高温疲労特性
も劣化することがわかる。また、Ｂ添加量が不足する鋼
を９００℃で焼鈍したNo. ２は、No. １ｂに対して耐肌
荒れ性および高温疲労特性は若干向上するもののその効
果は十分ではない。Ｖ添加量が不足するNo. ３も同様で
ある。
る。ＶとＢの添加量が不足する鋼１を８５０℃で焼鈍し
たNo. １ａは、焼鈍温度が低く再結晶不足であり、伸
び、ｒ値が低かった。焼鈍温度を９００℃に高めたNo.
１ｂは、伸び、ｒ値は向上し加工性は満足するものの、
表面粗度がＲａ＝７，３と高く、目視によっても激しい
肌荒れが確認された。さらに焼鈍温度を９５０℃に高め
たNo. １ｃは、耐肌荒れ性が一層劣化するだけでなく、
疲労限応力も成形加工性を満足する焼鈍温度で製造した
No. １ｂに対して７．７％低下してしまい高温疲労特性
も劣化することがわかる。また、Ｂ添加量が不足する鋼
を９００℃で焼鈍したNo. ２は、No. １ｂに対して耐肌
荒れ性および高温疲労特性は若干向上するもののその効
果は十分ではない。Ｖ添加量が不足するNo. ３も同様で
ある。
【００３１】それに対して、鋼４（発明例）を９００℃
で焼鈍したNo. ４ａは，完全に再結晶して十分な成形加
工性を有しているにも関わらず、表面粗さはＲａ＝2.5
と大幅に耐肌荒れ性が改善されている。さらに、疲労限
応力も比較例No. １ｂに対して７８ＭＰａと２０％も向
上しており高温疲労特性にも優れることが明らかであ
る。鋼４については９５０℃でも焼鈍を行った（No. ４
ｂ）。この９５０℃の焼鈍条件は１１Ｃｒ- Ｔｉ系の再
結晶温度よりも十分に高く、No. １ｃでは結晶粒粗大化
による耐肌荒れ性、高温疲労特性の低下が著しかった
が、No. ４ｂは優れた成形加工性、耐肌荒れ性、高温疲
労特性を有することがわかる。このことから、本発明鋼
は良好な成形加工性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を得る
ための焼鈍温度域が広く、実工程での製造性および不良
率を向上させる意味でも効果が大きいことがわかる。ま
た、同じ成分系でＣａを添加したNo. ５（発明例）も良
好な成形性、耐肌荒れ性および高温疲労特性を有してい
る。
で焼鈍したNo. ４ａは，完全に再結晶して十分な成形加
工性を有しているにも関わらず、表面粗さはＲａ＝2.5
と大幅に耐肌荒れ性が改善されている。さらに、疲労限
応力も比較例No. １ｂに対して７８ＭＰａと２０％も向
上しており高温疲労特性にも優れることが明らかであ
る。鋼４については９５０℃でも焼鈍を行った（No. ４
ｂ）。この９５０℃の焼鈍条件は１１Ｃｒ- Ｔｉ系の再
結晶温度よりも十分に高く、No. １ｃでは結晶粒粗大化
による耐肌荒れ性、高温疲労特性の低下が著しかった
が、No. ４ｂは優れた成形加工性、耐肌荒れ性、高温疲
労特性を有することがわかる。このことから、本発明鋼
は良好な成形加工性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を得る
ための焼鈍温度域が広く、実工程での製造性および不良
率を向上させる意味でも効果が大きいことがわかる。ま
た、同じ成分系でＣａを添加したNo. ５（発明例）も良
好な成形性、耐肌荒れ性および高温疲労特性を有してい
る。
【００３２】鋼６〜１２は、１５Ｃｒ系でＴｉ−Ｎｂ複
合添加したものである。Ｖ，Ｂの添加量が不足する鋼６
は、９５０℃の焼鈍（No. ６ａ）では再結晶が十分では
なく、伸び，ｒ値が低く、また焼鈍温度を１０００℃
（No. ６ｂ）に高めると加工性は向上するものの再結晶
粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性が劣化す
る。また、ＶとＢを含有してもＶ／Ｂが低すぎるNo. ７
は、耐肌荒れ性、疲労特性ともNo. ６ｂに比して若干の
向上は見られるもののその効果は僅かである。それに対
して、鋼６をベースにＶ，Ｂを複合添加した発明例No.
８〜１０はいずれも良い成形加工性を有しつつ、良好な
耐肌荒れ性（Ｒａ：3.0 以下）を示し、さらに良好な高
温疲労特性（疲労限応力：90ＭＰａ以上で、No. ６ｂに
対して１１％以上向上）を有していることが分かる。な
お、Ｂを過剰に含む比較例No. １１、Ｖを過剰に含む比
較例No. １２はいずれも加工性（伸び、ｒ値）が劣って
いる。
合添加したものである。Ｖ，Ｂの添加量が不足する鋼６
は、９５０℃の焼鈍（No. ６ａ）では再結晶が十分では
なく、伸び，ｒ値が低く、また焼鈍温度を１０００℃
（No. ６ｂ）に高めると加工性は向上するものの再結晶
粒が粗大化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性が劣化す
る。また、ＶとＢを含有してもＶ／Ｂが低すぎるNo. ７
は、耐肌荒れ性、疲労特性ともNo. ６ｂに比して若干の
向上は見られるもののその効果は僅かである。それに対
して、鋼６をベースにＶ，Ｂを複合添加した発明例No.
８〜１０はいずれも良い成形加工性を有しつつ、良好な
耐肌荒れ性（Ｒａ：3.0 以下）を示し、さらに良好な高
温疲労特性（疲労限応力：90ＭＰａ以上で、No. ６ｂに
対して１１％以上向上）を有していることが分かる。な
お、Ｂを過剰に含む比較例No. １１、Ｖを過剰に含む比
較例No. １２はいずれも加工性（伸び、ｒ値）が劣って
いる。
【００３３】鋼１３〜２２は、１８Ｃｒ系のものであ
る。Ｖ，Ｂの量が不足するNo. １３は、再結晶粒が粗大
化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性に劣る。Ｃ量が過
剰なNo. １４は常温での成形加工性が劣るばかりでな
く、耐肌荒れ性および高温疲労強度も低い。Ｎ量に対し
てＴｉが不足するNo. １５は耐肌荒れ性に劣る。それに
対し発明例No. １６、１７、１８ａ、１９はいずれも優
れた耐肌荒れ性および高温疲労特性を有している。ま
た、より高温の１１００℃で焼鈍した１８ｂも粒成長は
抑制されており、１０５０℃で焼鈍した比較例No. １３
よりも良好な成形性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を示
す。この傾向は、さらにＭｏを添加したNo. ２０、２３
やＣｕを添加したNo. ２１、ＭｏとＣｕを添加したNo.
２２においても同様である。
る。Ｖ，Ｂの量が不足するNo. １３は、再結晶粒が粗大
化し、耐肌荒れ性および高温疲労特性に劣る。Ｃ量が過
剰なNo. １４は常温での成形加工性が劣るばかりでな
く、耐肌荒れ性および高温疲労強度も低い。Ｎ量に対し
てＴｉが不足するNo. １５は耐肌荒れ性に劣る。それに
対し発明例No. １６、１７、１８ａ、１９はいずれも優
れた耐肌荒れ性および高温疲労特性を有している。ま
た、より高温の１１００℃で焼鈍した１８ｂも粒成長は
抑制されており、１０５０℃で焼鈍した比較例No. １３
よりも良好な成形性、耐肌荒れ性、高温疲労特性を示
す。この傾向は、さらにＭｏを添加したNo. ２０、２３
やＣｕを添加したNo. ２１、ＭｏとＣｕを添加したNo.
２２においても同様である。
【００３４】
【発明の効果】上述したように、本発明によれば、成形
加工性を劣化させることなく、成形加工後の表面の肌荒
れや高温振動環境下での高温疲労特性を向上させること
が可能となるので、従来高価な冷延鋼板を用いざるを得
なかった自動車排気系部材等の用途にも適用可能なフェ
ライト系ステンレス熱延鋼板が提供できる。さらに、本
発明によれば、熱延鋼板の焼鈍時における焼鈍温度域が
広範囲に許容できるので工業的に容易に製造可能にな
る。
加工性を劣化させることなく、成形加工後の表面の肌荒
れや高温振動環境下での高温疲労特性を向上させること
が可能となるので、従来高価な冷延鋼板を用いざるを得
なかった自動車排気系部材等の用途にも適用可能なフェ
ライト系ステンレス熱延鋼板が提供できる。さらに、本
発明によれば、熱延鋼板の焼鈍時における焼鈍温度域が
広範囲に許容できるので工業的に容易に製造可能にな
る。
【図１】シェンク式高温平面曲げ疲労試験用板状試験片
を示した図である。
を示した図である。
【図２】シェンク式高温平面曲げ疲労試験方法の概略を
示した図である。
示した図である。
【図３】高温疲労試験による破損寿命と疲労限応力の関
係を示したグラフである。
係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 (72)発明者 大和 康二 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
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Cr： 6〜25wt％、 Ｎ：0.03wt％以下、 Al：0.3 wt％以下、 Ti：0.4 wt％以下、 Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％を含み、
かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Cr： 6〜25wt％、 Ｎ：0.03wt％以下、 Al：0.3 wt％以下、 Ti：0.4 wt％以下、 Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高
温疲労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Cr： 6〜25wt％、 Ｎ：0.03wt％以下、 Al：0.3 wt％以下、 Ti：0.4 wt％以下、 Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％を含み、
かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。 - 【請求項４】Ｃ：0.03wt％以下、 Si：2.0 wt％以下 Mn：0.8 wt％以下、 Ｓ：0.03wt％以下、 Cr： 6〜25wt％、 Ｎ：0.03wt％以下、 Al：0.3 wt％以下、 Ti：0.4 wt％以下、 Ｖ：0.02〜0.4 wt％、Ｂ：0.0002〜0.0050wt％ Nb：0.5 wt％以下を含み、かつ下記式： Ti/48 ＞Ｎ/14 Ti/48 ＋Nb/92 ＞Ｎ/14 ＋Ｃ/12 Ｖ／Ｂ＞10 を満たして含有し、さらにCa：0.01wt％以下、 Mo：2.
0 wt％以下 Cu：2.0 wt％以下から選ばれるいずれか１種または２種
以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする成形加工後の耐肌あれ性および高温疲
労特性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼板。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| EP96304546A EP0750052B1 (en) | 1995-06-22 | 1996-06-19 | Ferrite-type hot-rolled stainless steel sheet having excellent resistance to surface roughening and to high-temperature fatigue after working |
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