WO2019189872A1 - フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材 Download PDF

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stainless steel
ferritic stainless
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航 西村
井上　宜治
濱田　純一
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日鉄ステンレス株式会社
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    • 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
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet, a manufacturing method thereof, and a ferritic stainless steel member.
  • Ferritic stainless steel sheets are used in a wide range of fields, including home appliances, kitchen equipment, and electronic equipment. In recent years, the application of stainless steel sheets has been studied as a material used for automobiles, motorcycle exhaust pipes, fuel tanks, and pipes.
  • the above-mentioned exhaust system parts are required to have corrosion resistance and heat resistance in the exhaust environment and the fuel environment.
  • the parts are pressed from a steel plate or formed into a desired shape after the steel plate is formed into a steel pipe having a predetermined size (diameter). For this reason, high workability is required for the steel sheet used for the parts.
  • the integral molding process is to form a single piece by combining various processes (deep drawing, overhanging, bending, pipe expansion, etc.) with a steel plate or steel pipe for the parts that have been joined by welding. is there.
  • the welding process can be omitted and costs can be reduced.
  • the stainless steel plate used for the member is required to have higher workability.
  • ferritic stainless steel plates are less expensive than austenitic stainless steel plates. Therefore, it can be said that it is suitable for the steel plate used for the said member from a cost viewpoint.
  • ferritic stainless steel sheets are inferior in formability, their use and part shapes may be limited. For these reasons, when a ferritic stainless steel plate is used as the above-mentioned member, its use site or the like may be limited.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet with improved workability by controlling conditions such as annealing temperature and time after hot rolling, and a method for manufacturing the same. And the steel plate whose average r value is 1.2 or more is disclosed. The manufacturing method of the said steel plate controls the crystal orientation of a steel plate by performing the structure control of a steel plate in the annealing process of a hot-rolled steel plate. As a result, a steel sheet having high workability can be obtained.
  • Patent Document 2 discloses a steel plate that is improved in workability by omitting the annealing of a hot-rolled steel plate, and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 2 discloses a steel plate having an average r value of about 1.3 and a thickness of 0.7 mm.
  • the steel manufacturing method controls the rolling reduction, the friction coefficient between the roll and the steel plate, and the finish rolling mill outlet temperature during finish rolling in the hot rolling process. Furthermore, hot-rolled sheet annealing is omitted. By these, the number of processes can be reduced and the steel plate which has still higher workability can be obtained.
  • Patent Document 3 discloses a steel plate whose workability is improved by controlling hot rolling conditions and performing two-stage cold rolling and annealing, and a manufacturing method thereof.
  • a steel sheet having a maximum average r value of about 2.3 and a thickness of 0.8 mm is disclosed.
  • the above steel production method controls the temperature and rolling reduction during hot rolling rough rolling and finish rolling, and combines intermediate cold rolling and intermediate annealing at 650 to 900 ° C. By these, the structure before finish cold rolling is controlled, and a high workability steel plate is obtained.
  • r value the Rankford value
  • the rolling ratio is increased during rolling and the annealing temperature is increased, whereby the recrystallized grains (hereinafter referred to as “ ⁇ 111 ⁇ crystal grains”) in which the rolled surface and the ⁇ 111 ⁇ plane are parallel to each other. It is effective to develop the entire thickness of the steel sheet.
  • the plate thickness may be 1.0 mm or more.
  • the rolling reduction is inevitably small. For this reason, it is conceivable that the ⁇ 111 ⁇ crystal grains effective for improving the deep drawability are not sufficiently formed only by increasing the rolling reduction during rolling, and the texture does not develop.
  • the steel sheet disclosed in Patent Document 2 is assumed to be a thin steel sheet having a thickness of 1.0 mm or less. Moreover, even if the manufacturing method described in Patent Document 2 is used, it is considered that the r value is insufficient for a steel plate having a thickness of 1.0 mm or more. And in patent document 3, in the steel plate of thickness more than 1.0 mm assumed by this application, even if it carries out two steps of cold rolling and annealing, the total rolling rate is insufficient and ⁇ 111 ⁇ crystal grains do not fully develop. It is possible. In addition, an increase in the number of processes greatly reduces productivity.
  • recrystallization of a steel sheet structure in the course of manufacturing by performing hot-rolled sheet annealing, intermediate annealing, and / or heat treatment may promote randomization of crystal orientation.
  • the in-plane anisotropy ( ⁇ r) of the steel plates is increased, which may lead to defects such as cracking during steel plate forming such as hole expansion.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to provide a ferritic stainless steel sheet for exhaust parts having a plate thickness of 1.0 mm or more, excellent in workability, particularly deep drawability, a method for producing the same, and a ferrite for exhaust system parts It is to provide a stainless steel member.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and the gist of the present invention is the following ferritic stainless steel sheet, a manufacturing method thereof, and a ferritic stainless steel member for exhaust system parts.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.001 to 0.020%, Si: 0.02-1.50%, Mn: 0.02 to 1.50%, P: 0.01 to 0.05%, S: 0.0001 to 0.01%, Cr: 10.0-25.0%, Ti: 0.01 to 0.30%, N: 0.001 to 0.030%, Nb: 0 to less than 0.10%, Sn: 0 to 0.500%, Mg: 0 to 0.0100%, B: 0 to 0.0050%, V: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 3.0%, W: 0 to 3.0%, Al: 0 to 0.5%, Cu: 0 to 2.0%, Zr: 0 to 0.30%, Co: 0 to 0.50%, Sb: 0 to 0.50%, REM: 0 to 0.05%, Ni: 0 to 2.0%, Ca: 0 to 0.0030%, Ta: 0 to 0.10%, Ga: 0 to 0.1%, The remainder: Fe and inevitable impurities
  • the grain size number is
  • r m average r value r min : minimum r value t: plate thickness (mm) r 0 : r value in rolling direction r 45 : r value in 45 ° direction with respect to rolling direction r 90 : r value in 90 ° direction with respect to rolling direction
  • the chemical composition is mass%, Nb: more than 0.005% and less than 0.10%, Containing The ferritic stainless steel sheet according to the above (1) or (2).
  • the chemical composition is mass%, Sn: 0.01-0.500% Mg: 0.0002 to 0.0100%, B: 0.0002 to 0.0050%, V: 0.05 to 1.0%, Mo: 0.2-3.0%, and W: 0.1-3.0%, Containing one or more selected from The ferritic stainless steel sheet according to any one of (1) to (3) above.
  • the chemical composition is mass%, Al: 0.003 to 0.5%, Cu: 0.1 to 2.0%, Zr: 0.05 to 0.30%, Co: 0.05 to 0.50%, Sb: 0.01 to 0.50%, and REM: 0.001 to 0.05%, Containing one or more selected from The ferritic stainless steel sheet according to any one of (1) to (4) above.
  • the chemical composition is mass%, Ni: 0.1 to 2.0%, Ca: 0.0001 to 0.0030%, Ta: 0.01 to 0.10%, and Ga: 0.0002 to 0.1%, Containing one or more selected from The ferritic stainless steel sheet according to any one of (1) to (5) above.
  • a ferritic stainless steel sheet for exhaust parts having a plate thickness of 1.0 mm or more that is excellent in workability, particularly deep drawability, a manufacturing method thereof, and a ferritic stainless steel member for exhaust parts.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the plate thickness of steel sheets and the average r value.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the thickness of the steel sheet and the minimum r value.
  • C degrades toughness, corrosion resistance and oxidation resistance, and C dissolved in the matrix phase inhibits the development of textures in the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and the ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation. For this reason, the smaller the C content, the better, and the C content is 0.020% or less. However, excessive reduction of C leads to an increase in refining costs, so the C content is set to 0.001% or more. Furthermore, considering the production cost and corrosion resistance, the C content is preferably 0.002% or more, and preferably 0.010% or less.
  • Si 0.02-1.50%
  • Si is an element that improves oxidation resistance and high-temperature strength. Further, by containing Si, the amount of oxygen in the steel is reduced, and the texture of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation is easily developed. For this reason, Si content shall be 0.02% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 1.50%, the steel sheet is remarkably hardened, and the bendability deteriorates during steel pipe processing.
  • the Si content is 1.50% or less.
  • the Si content is preferably more than 0.30%, and more preferably 0.80% or more.
  • it is preferable that Si content is 1.20% or less. Further, the Si content is more preferably 1.00% or less.
  • Mn 0.02 to 1.50% Mn forms MnCr 2 O 4 or MnO at a high temperature and improves scale adhesion. For this reason, Mn content shall be 0.02% or more. On the other hand, when Mn is contained exceeding 1.50%, the amount of oxides increases and abnormal oxidation tends to occur. In addition, Mn forms a compound with S, and inhibits the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation. For this reason, Mn content shall be 1.50% or less. Moreover, considering the toughness and pickling property at the time of manufacturing the steel plate, the Mn content is preferably 1.00% or less. Furthermore, considering the flat crack resulting from the oxide of a steel pipe welding part, it is more preferable that Mn content is 0.30% or less.
  • P 0.01 to 0.05% Since P is a solid solution strengthening element like Si, the smaller the content, the better from the viewpoint of material and toughness. Further, P dissolved in the matrix phase inhibits the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation, so the P content is 0.05% or less.
  • the P content is 0.01% or more. Furthermore, considering the production cost and oxidation resistance, the P content is preferably 0.015% or more, and preferably 0.03% or less.
  • S 0.0001 to 0.01%
  • S the better from the viewpoints of material, corrosion resistance and oxidation resistance.
  • excessive inclusion of S generates Ti or Mn and a compound, and causes cracks due to inclusion starting points during bending of the steel pipe.
  • the presence of these compounds inhibits the development of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> and ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation textures.
  • the S content is 0.01% or less.
  • the S content is set to 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.0005% or more, and preferably 0.0050% or less.
  • Cr 10.0-25.0% Cr is an element necessary for ensuring high-temperature strength and oxidation resistance, which are the most important characteristics of exhaust parts. For this reason, Cr content shall be 10.0% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 25.0%, the toughness deteriorates and the manufacturability deteriorates, and in particular, brittle cracking or poor bendability of the steel pipe welded portion occurs.
  • Cr content shall be 25.0% or less.
  • the Cr content is preferably 10.0% or more, more preferably 20.0% or less, and 18.0% or less. Is more preferable.
  • the Cr content is preferably less than 14.0%.
  • Ti 0.01 to 0.30% Ti combines with C, N, and S and has an effect of improving corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and deep drawability. Further, Ti nitride becomes a nucleus during slab casting, thereby increasing the equiaxed crystal ratio, developing a texture of ⁇ 111 ⁇ orientation of the product plate, and promoting the improvement of the r value.
  • Ti content shall be 0.01% or more.
  • Ti content shall be 0.30% or less.
  • the Ti content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.25% or less.
  • N 0.001 to 0.030% N, like C, deteriorates low temperature toughness, workability, and oxidation resistance.
  • N dissolved in the matrix phase inhibits the development of textures in the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and the ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation, so the smaller the content, the better. For this reason, N content shall be 0.030% or less.
  • N content shall be 0.001% or more.
  • the N content is preferably 0.005% or more, and preferably 0.020% or less.
  • the present invention may contain one or more of the following components of Group A, Group B, Group C, and Group D as necessary in addition to the above-described components.
  • Group A elements are elements that improve corrosion resistance and workability.
  • Elements classified into group B are elements that affect the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation.
  • elements classified into Group C are elements that improve high-temperature characteristics such as high-temperature strength and oxidation resistance.
  • the element classified into D group is an element which improves toughness, corrosion resistance, etc.
  • Nb 0 to less than 0.10%
  • Nb combines with C, N, and S like Ti, and improves corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and deep drawability. Moreover, since the solid solution strengthening ability and precipitation strengthening ability in a high temperature region are high, high temperature strength and thermal fatigue characteristics are improved. For this reason, you may make it contain as needed. However, excessive Nb content significantly delays the progress of recrystallization and inhibits ⁇ 111 ⁇ development. Therefore, the Nb content is less than 0.10%. In consideration of the influence on recrystallization, the Nb content is preferably 0.05% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect, the Nb content is preferably more than 0.005%.
  • Group B element Sn 0 to 0.500% Sn causes compositional supercooling during slab casting and increases the equiaxed crystal ratio. Thereby, the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation of the product plate is developed, and the r value and the expansion of the steel pipe are improved. For this reason, you may make it contain as needed. However, if Sn is contained in excess of 0.500%, excessive segregation occurs, and the low-temperature toughness of the steel pipe weld is reduced. For this reason, Sn content shall be 0.500% or less. Furthermore, in consideration of high temperature characteristics, production costs, and toughness, the Sn content is preferably 0.300% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Sn content is 0.01% or more.
  • Mg 0 to 0.0100% Mg, like Al, forms Mg oxide in molten steel and acts as a deoxidizer.
  • Mg is finely crystallized Mg oxide serves as a nucleus to increase the equiaxed crystal ratio of the slab, and promotes the precipitation of Nb and Ti-based fine precipitates in the subsequent steps.
  • the hot rolling process when the above-mentioned precipitate is finely precipitated, it becomes a recrystallization nucleus in the hot rolling process and the subsequent annealing process of the hot rolled sheet. As a result, a very fine recrystallized structure is obtained.
  • This recrystallized structure contributes to the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation and also to the improvement of toughness. For this reason, you may make it contain as needed.
  • Mg content shall be 0.0100% or less.
  • Mg content is 0.0002% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0003% or more, and preferably 0.0020% or less.
  • B 0 to 0.0050% B has the effect of improving grain boundary strength, secondary workability, low temperature toughness, and medium temperature high temperature strength by segregating at the grain boundaries. For this reason, you may make it contain as needed. However, inclusion of B in excess of 0.0050% produces B compounds such as Cr 2 B, which degrades intergranular corrosion and fatigue characteristics. In addition, the development of ⁇ 111 ⁇ orientation texture is hindered, leading to a decrease in r value. For this reason, B content shall be 0.0050% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that B content is 0.0002% or more. Furthermore, in consideration of weldability and manufacturability, the B content is preferably 0.0003% or more, and preferably 0.0010% or less.
  • V 0 to 1.0% V combines with C or N to improve corrosion resistance and heat resistance. For this reason, you may make it contain as needed. However, the inclusion of more than 1.0% of V produces coarse carbonitrides and lowers the toughness, and further inhibits the development of ⁇ 111 ⁇ oriented texture. For this reason, V content shall be 1.0% or less. In addition, considering the production cost and manufacturability, the V content is preferably 0.2% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that V content is 0.05% or more.
  • Mo 0 to 3.0%
  • Mo is an element that improves corrosion resistance, and is an element that suppresses crevice corrosion, particularly in pipes having a crevice structure. For this reason, you may make it contain as needed. However, if the Mo content exceeds 3.0%, the formability is remarkably deteriorated and the manufacturability is lowered. Moreover, Mo inhibits the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation. For this reason, Mo content is made into 3.0% or less. On the other hand, the Mo content is preferably 0.2% or more in order to obtain the above effect. Furthermore, considering the production cost, productivity, and the sharp development of ⁇ 111 ⁇ orientation texture, the Mo content is preferably 0.4% or more, and 2.0% or less. preferable.
  • W 0-3.0% W may be contained as necessary in order to increase the high temperature strength.
  • excessive inclusion of W results in deterioration of toughness and decrease in elongation.
  • the production amount of the Laves phase which is an intermetallic compound phase increases, the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ direction is inhibited, and r value is reduced.
  • W content shall be 3.0% or less.
  • the W content is preferably 2.0% or less.
  • Group C element Al 0 to 0.5%
  • Al may be contained as necessary in order to improve high temperature strength and oxidation resistance. Moreover, it becomes a precipitation site of TiN and Laves phases, refines the precipitate, and improves low-temperature toughness.
  • the Al content exceeding 0.5% results in a decrease in elongation, weldability and surface quality. Moreover, coarse Al oxide is formed and low temperature toughness is reduced. For this reason, Al content shall be 0.5% or less.
  • Al content is 0.003% or more.
  • the Al content is preferably 0.01% or more, and preferably 0.1% or less.
  • Cu 0 to 2.0%
  • Cu has the effect of improving the corrosion resistance and improving the high-temperature strength in the middle temperature range by precipitation of Cu dissolved in the matrix phase, so-called ⁇ -Cu. For this reason, you may make it contain as needed. However, excessive inclusion of Cu results in a decrease in toughness and ductility due to the hardening of the steel sheet. For this reason, Cu content shall be 2.0% or less. Furthermore, considering oxidation resistance and manufacturability, it is preferably less than 1.5%. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Cu content is 0.1% or more.
  • Zr 0 to 0.30%
  • Zr is an element that improves oxidation resistance, and may be contained if necessary. However, if Zr exceeds 0.30%, the productivity such as toughness and pickling property deteriorates significantly. Moreover, the compound of Zr, carbon, and nitrogen is coarsened. As a result, the steel sheet structure during hot rolling annealing is coarsened and the r value is lowered. For this reason, the Zr content is set to 0.30% or less. Furthermore, considering the manufacturing cost, the Zr content is preferably 0.20% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Zr content is 0.05% or more.
  • Co 0 to 0.50%
  • Co is an element that improves the high-temperature strength, and may be contained as necessary. However, excessive inclusion of Co decreases toughness and workability. For this reason, the Co content is 0.50% or less. Furthermore, considering the manufacturing cost, the Co content is preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Co content is 0.05% or more.
  • Sb 0 to 0.50% Sb segregates at the grain boundaries to increase the high temperature strength, and may be contained as necessary. However, when Sb is contained in an amount exceeding 0.50%, excessive segregation occurs, and the low temperature toughness of the welded portion of the steel pipe is lowered. For this reason, Sb content shall be 0.50% or less. Furthermore, in consideration of high temperature characteristics, production costs, and toughness, the Sb content is preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Sb content is 0.01% or more.
  • REM 0 to 0.05% REM (rare earth element) has the effect of refining various precipitates and improving toughness and oxidation resistance. For this reason, you may make it contain as needed. However, when the REM content exceeds 0.05%, the castability is significantly lowered. For this reason, REM content shall be 0.05% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that REM content is 0.001% or more. In consideration of refining costs and manufacturability, the REM content is more preferably 0.003% or more, and preferably 0.01% or less.
  • REM is a general term for 17 elements, which are Y and Sc combined with 15 lanthanoid elements.
  • 17 elements are Y and Sc combined with 15 lanthanoid elements.
  • One or more of these 17 elements can be contained in the steel material, and the REM content means the total content of these elements.
  • Ni is an element that improves toughness and corrosion resistance, and may be contained as necessary. However, an austenite phase is formed by the Ni content exceeding 2.0%, the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ orientation is inhibited, the r value is lowered, and the steel pipe bendability is remarkably deteriorated. For this reason, Ni content shall be 2.0% or less. Furthermore, considering the production cost, the Ni content is preferably 0.5% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Ni content is 0.1% or more.
  • Ca 0 to 0.0030% Since Ca is an effective element as a desulfurization element, it may be contained as necessary. However, when the Ca content exceeds 0.0030%, coarse CaS is generated, which deteriorates toughness and corrosion resistance. For this reason, Ca content shall be 0.0030% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that Ca content is 0.0001% or more. In consideration of refining costs and manufacturability, the Ca content is more preferably 0.0003% or more, and preferably 0.0020% or less.
  • Ta 0 to 0.10%
  • Ta binds to C and N and contributes to improvement of toughness, and therefore may be contained as necessary.
  • the Ta content exceeds 0.10%, the manufacturing cost increases and the manufacturability is significantly reduced. For this reason, Ta content shall be 0.10% or less.
  • it is preferable that Ta content is 0.01% or more. In consideration of the refining cost and manufacturability, the Ta content is more preferably 0.02% or more, and preferably 0.08% or less.
  • Ga 0 to 0.1% Ga may be included as necessary for improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement.
  • the Ga content is 0.1% or less.
  • the Ga content is preferably 0.0002% or more in view of the formation of sulfides and hydrides.
  • the Ga content is more preferably 0.0005% or more, and preferably 0.020% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the “inevitable impurities” are components mixed in due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially producing steel materials, and in a range that does not adversely affect the present invention. It means what is allowed.
  • the grain size number is 6.0 or more, preferably 6.5 or more. This is because if the grain size number of the steel sheet is less than 6.0, it causes rough skin such as orange peel. On the other hand, the crystal grain size of the steel sheet is preferably 9.0 or less because it is necessary to grow the crystal grains sufficiently to develop ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>.
  • the crystal grain size number was measured by observation with an optical microscope in accordance with JIS G 0511.
  • the plate thickness of the ferritic stainless steel plate according to the present invention is 1.0 mm or more.
  • the thickness of the ferritic stainless steel sheet is preferably 1.2 mm or more, and more preferably 1.5 mm or more.
  • the plate thickness of the steel plate is preferably 3.0 mm or less, and more preferably 2.5 mm or less.
  • Crystal orientation strength 4-1 Relationship between Crystal Orientation Strength and Plate Thickness
  • the relationship between crystal orientation strength and plate thickness satisfies the following expressions (i) to (iii).
  • the steel sheet according to the present invention is the sum of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation strengths (hereinafter simply referred to as “ ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation strengths) at the center thickness portion and 1/4 thickness portion. It is necessary to satisfy the above formula (i).
  • the crystal orientation strength at the central portion of the plate thickness that is generally measured is measured, but also the crystal orientation strength at the 1 ⁇ 4 portion of the plate thickness is measured. Is doing. This is because the shear deformation that affects the formation of the recrystallized structure is particularly likely to occur from the surface of the plate thickness to 1 ⁇ 4 part during the cold rolling of the steel plate, and the effect is investigated.
  • the r value is calculated by the following method. Specifically, a JIS No. 13 B tensile test piece was sampled from a cold-rolled annealed plate in parallel, 45 ° direction, and 90 ° direction with respect to the rolling direction, and after imparting a strain of 10 to 20%, the following (a ) Is calculated by substituting each value into the equation. Further, an average r value (hereinafter referred to as “r m ”) is calculated using the following equation (iv).
  • r m (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4 (iv)
  • r 0 r value in rolling direction
  • r 45 r value in 45 ° direction with respect to rolling direction
  • r 90 r value in 90 ° direction with respect to rolling direction
  • the minimum r value (hereinafter referred to as “r min ”) is the minimum r value among the above-measured r 0 , r 45 , and r 90 .
  • the formability of the steel sheet according to the present invention was evaluated by a cylindrical deep drawing test. Under the following conditions, forming limit drawing ratio: by deep drawing state of 2.20, the relationship between r m and the plate thickness in the case of evaluation of moldability is shown in Figure 1.
  • ⁇ the case where molding can be performed without any problem
  • ⁇ the case where necking occurs near the punch shoulder
  • ⁇ the case where molding cracks occur in the middle
  • the molding conditions are: punch diameter: ⁇ 50 mm, punch shoulder R: 5 mm, die: ⁇ 52 mm, die shoulder R: 5 mm, blank diameter: ⁇ 100 mm, wrinkle holding force: 10 kN, lubricating oil: kinematic viscosity at 40 ° C. is 1200 mm 2 / s, aperture ratio: 2.20 (blank diameter: ⁇ 110 mm).
  • r m may satisfy the (v) below formula.
  • FIG. 2 shows the relationship between r min and the plate thickness when formability is evaluated under the same conditions as in FIG.
  • ⁇ the case where molding can be performed without any problem
  • ⁇ the case where necking occurs near the punch shoulder
  • ⁇ the case where molding cracks occur in the middle
  • the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation is a crystal orientation that undergoes slip deformation with greater strain in the plate width direction than strain in the thickness direction. For this reason, when ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation intensity
  • the crystal orientation strengths of the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation and the ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation are values satisfying the above formulas (i) to (iii).
  • rm satisfying the above equation (v) and r min satisfying the above (vi) can be achieved simultaneously.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention includes, for example, steps of steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing.
  • steelmaking a method in which steel having the above chemical composition is melted in a converter and subsequently subjected to secondary refining is suitable.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • Hot Rolling Step Subsequently, the slab is heated at the following temperature and hot rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • the cast slab is preferably heated at 1100 to 1250 ° C. This is because if the heating temperature of the slab is less than 1100 ° C., the heating temperature is too low and the scale generation is reduced and the rolling roll and the steel material are baked, so that the surface quality is lowered and the subsequent process is adversely affected. is there.
  • the heating temperature of the slab is higher than 1250 ° C.
  • the slab slab droops due to its own weight and deforms at high temperature.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1150 to 1200 ° C.
  • the slab heating temperature and the hot rolling start temperature are synonymous.
  • finish rolling consisting of a plurality of stands is applied in one direction and wound into a coil shape.
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to a pickling treatment without subjecting the hot-rolled sheet to annealing, and the hot-rolled steel sheet is used as a cold-rolling material for the cold-rolling process.
  • This is different from a general manufacturing method in which a hot rolled steel sheet is usually subjected to hot rolled sheet annealing to obtain a sized recrystallized structure.
  • performing a microstructure control the hot-rolled sheet annealing is facilitated, besides interfering with Netsunobeibitsu disappeared ⁇ 111 ⁇ growth of crystal orientation, to improve the r 90 ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> crystal orientation It does not develop in the annealing process after the subsequent cold rolling.
  • ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> is mentioned as a typical thing among the crystal grains of this ⁇ 111 ⁇ orientation.
  • the ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> crystal orientation develops stronger when annealing a steel sheet having a texture called ⁇ -fiber ( ⁇ 011 ⁇ // RD ( ⁇ 100 ⁇ to ⁇ 111 ⁇ ⁇ 011>)).
  • This ⁇ -fiber is developed by hot rolling and cold rolling in a ferritic stainless steel sheet.
  • hot-rolled sheet annealing is performed, ⁇ -fiber developed during hot rolling once disappears before cold rolling, and randomization of crystal orientation proceeds. For this reason, in this invention, hot-rolled sheet annealing is not implemented.
  • Cold rolling step cold rolling is performed at a rolling reduction of 60% or more using a roll having a diameter of 400 mm or more.
  • the shear strain at the time of cold rolling can be suppressed by setting the roll diameter to 400 mm or more. Since shear deformation introduced by shear strain becomes a nucleation site of randomly oriented grains, it is necessary to suppress it.
  • the subsequent annealing step the generation of crystal grains having ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation that improves the r value is promoted.
  • a ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> crystal orientation having a thickness of 1 ⁇ 4 part which is usually difficult to develop is also developed.
  • the rolling reduction of cold rolling shall be 60% or more, and it is more preferable that it is 70% or more.
  • Annealing temperature For the final annealing after cold rolling, it is necessary to anneal at a sufficiently high temperature in order to develop ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> recrystallized grains. At the same time, annealing at an excessively high temperature leads to coarsening of crystal grains and causes rough skin such as orange peel. Moreover, the metal structure of the steel sheet according to the present invention needs to be a fine structure having a crystal grain size number of 6.0 or more. For this reason, it is preferable to perform annealing temperature Tf (degreeC) within the range of the following (vii) formula. 800 ⁇ Tf (° C.) ⁇ 950 (vii)
  • Heating rate In the steel plate according to the present invention, it is preferable to control the time until the average heating rate reaches the target temperature from the temperature rise start temperature.
  • the crystal grains with ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation are more likely to be generated at the initial stage of recrystallization than the crystal grains with other orientations.
  • ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> oriented crystal grains develop during grain growth and phagocytose other oriented crystal grains. At this time, if the temperature is raised to a temperature at which crystal grains of other orientations recrystallize before recrystallization of ⁇ 111 ⁇ orientations starts, the development of the texture of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation is suppressed. , Workability will be reduced.
  • the steel sheet temperature is first reached to the recrystallization start temperature Ts (° C.) by rapid heating, and then the temperature is slowly raised to the annealing temperature Tf (° C.) in order to grow crystal grains with ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation. It is preferable to proceed with recrystallization. Thereby, the texture of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation develops strongly in a steel plate.
  • Ts (° C.) is expressed by the following equation (viii) that takes into consideration the effect of the rolling reduction in the cold rolling process on recrystallization.
  • Ts (° C.) 700+ (1 ⁇ X / 100) ⁇ 130 (viii)
  • the symbols in the above formula are defined as follows. X: Cold rolling reduction (%)
  • the average heating rate from the temperature rise start temperature to the recrystallization start temperature Ts is preferably 15 ° C./s or more, and more preferably 20 ° C./s or more.
  • the average heating rate from the recrystallization start temperature Ts (° C.) to the annealing temperature Tf (° C.) is preferably 10 ° C./s or less, and more preferably 5 ° C./s or less.
  • introduction of shear deformation is suppressed more than usual by the above-mentioned large-diameter roll rolling with a diameter of 400 mm or more.
  • generation of random orientation grains due to shear deformation is suppressed, combined with the effect of early nucleation of ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation crystal grains, and a normal manufacturing method (small diameter roll rolling and no heat treatment control) In comparison, the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation develops strongly.
  • the texture of the ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> orientation and the texture of the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> orientation develop at the same time by using the above manufacturing conditions.
  • the ferritic stainless steel sheet according to the present invention can be obtained.
  • the slab thickness, hot-rolled sheet thickness, etc. may be appropriately designed. In cold rolling, roll roughness, rolling oil, number of rolling passes, rolling speed, rolling temperature, etc. may be appropriately selected.
  • the annealing may be performed by bright annealing that is performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas if necessary. Moreover, you may implement annealing in air
  • the steel plate manufactured by the above method is used as an exhaust part member using the following method. These members are pressed from a steel plate or formed into a desired shape after forming the steel plate into a steel pipe having a predetermined size (diameter).
  • the pickled hot-rolled steel sheet was cold-rolled to a thickness shown in Table 2 using a roll having a diameter of 400 to 500 mm, and subjected to continuous annealing and pickling.
  • r value measurement and crystal orientation strength measurement were performed on the obtained cold-rolled annealed sheet.
  • r value it was carried out according to JIS Z 2254 according to the above-mentioned method, specimens were collected from the 45 ° direction and 90 ° direction parallel to the rolling direction, and after calculating the r value, the average r value was calculated. did. Specifically, a JIS No. 13 B tensile test piece was collected, applied with a strain of 10 to 20% in the 45 ° direction and 90 ° direction parallel to the rolling direction, and the above value was calculated by a predetermined method. .
  • crystal orientation strength measurement an X-ray diffractometer (manufactured by Rigaku Denki Kogyo Co., Ltd.) is used, and Mo-K ⁇ rays are used to center the plate thickness (the central region appears by a combination of mechanical polishing and electrolytic polishing). (200), (110), and (211) positive pole figure were obtained, and from this, ODF (Orientation Distribution Function) was obtained using a spherical harmonic function. Based on the measurement results, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 011> crystal orientation strength and ⁇ 322 ⁇ ⁇ 236> crystal orientation strength were calculated. In the present invention, the crystal orientation strength of the ferrite phase that is the parent phase is measured.
  • the formability was evaluated by a cylindrical deep drawing test.
  • the molding conditions are shown below. Specifically, punch diameter: ⁇ 50 mm, punch shoulder R: 5 mm, die: ⁇ 52 mm, die shoulder R: 5 mm, blank diameter: ⁇ 100 mm, wrinkle holding force: 10 kN, lubricating oil: kinematic viscosity at 40 ° C. is 1200 mm 2 / s Drawing ratio: 2.20 (blank diameter: ⁇ 110 mm).
  • Invention Examples B1 to B20 using steels having the chemical compositions defined in the present invention (steel Nos. A1 to A20 in Table 1) satisfy the requirements of the present invention, and are all excellent in workability.
  • Comparative Examples b1 to b9 using compositions whose composition is outside the specified range of the present invention (steel Nos. A1 to a9 in Table 1) are the crystal orientation strength (texture) of the ferrite phase specified in the present invention. Is low and the average r value is low, the workability is poor.
  • Table 3 shows the characteristics of the steel types listed in Table 1 when manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 3. The moldability was evaluated by a cylindrical deep drawing test under the same conditions as in Example 1.
  • Inventive Examples C1 to C3 shown in Table 3 have compositions within the range defined by the present invention, and the production conditions satisfy the preferable conditions in the present invention, so that favorable r values and workability were obtained.
  • Comparative Examples c1 to c6 are out of the preferable manufacturing conditions in the present invention. Therefore, the crystal orientation strength of the steel sheet becomes out of specification of the present invention can not be obtained a sufficient r m and r min corresponding to the plate thickness, the workability was poor.

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Abstract

化学組成が、質量%で、C:0.001～0.020%、Si:0.02～1.50%、Mn:0.02～1.50%、P:0.01～0.05%、S:0.0001～0.01%、Cr:10.0～25.0%、Ti:0.01～0.30%、N:0.001～0.030%、任意元素、および残部:Feおよび不可避的不純物であり、結晶粒度番号が6以上であり、かつ、X線回折によるフェライト相の結晶方位強度において、[A+B≧12.0/t]、[X+Y≧12.0/(t-0.3)]および[(X+Y)-(A+B)≦5.0]を満足し、板厚が1.0mm以上である、フェライト系ステンレス鋼板。但し、上記式中においてt:板厚（mm）、A:板厚中心部の{111}<112>結晶方位強度、B:板厚1/4部の{111}<112>結晶方位強度、X:板厚中心部の{322}<236>結晶方位強度、Y:板厚1/4部の{322}<236>結晶方位強度を示す。

Description

フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
　本発明は、フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材に関する。
　フェライト系ステンレス鋼板は、家電製品、厨房機器、電子機器など幅広い分野で使用されている。そして、近年では自動車、二輪車の排気管、燃料タンク、およびパイプ用に使用される素材として、ステンレス鋼板の適用が検討されている。
　上述の排気系部品では、排気環境および燃料環境における耐食性、および耐熱性を有することが要求される。また、上記部品は鋼板からプレス加工される、または鋼板を所定のサイズ（径）の鋼管に造管した後に、目的の形状に成形される。このため、部品に用いる素材鋼板には、高い加工性が要求される。
　そして、近年、環境規制および軽量化に対応し、部品構成が複雑になっており、これに伴い、部品の形状自体も複雑化している。排気系部材においては、上述の耐食性、耐熱性といった材料特性が要求されるのはもちろんのこと、コストも重視される。また、部品自体のコストを低減する観点から、部品成形時の成形工程および溶接工程において、工程数を低減する取り組みが種々検討されている。その一例として、部品の一体成型加工が挙げられる。従来の工法では、鋼板または鋼管を成形加工した後に、他部品と溶接接合するという方法が用いられてきた。
　一方、一体成型加工とは、従来において溶接で接合されていた箇所に対して、鋼板または鋼管に多様な加工（深絞り、張出し、曲げ、拡管など）を組み合わせることで、一体成型するというものである。一体成型加工により部品を製造することで、溶接工程を省くことができ、コストを低減できる。その一方、上記部材に用いられるステンレス鋼板には、さらに高い加工性が要求される。
　ところで、上記排気系部品用のステンレス鋼板においては、様々な加工性が要求される。例えば、プレス加工においては、深絞り性および穴拡げ性といった加工性が重要な特性となる。また、上述のように一体成型加工においては、曲げ、張出し、拡管性についても要求される場合がある。
　ステンレス鋼板の中でも、フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板と比較し、低コストである。したがって、コスト面から考えると、上記部材に用いられる鋼板に適していると言える。しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板は成形性に劣るため、用途および部品形状が制限される場合がある。このような理由から、フェライト系ステンレス鋼板を上記部材として用いる場合には、その使用部位等が限定されることがあった。
　上記のような経緯から排気系部品用の耐熱フェライト系ステンレス鋼板について、その加工性に関する問題を解決するために、様々な工夫がなされている。
　特許文献１には、熱間圧延後の焼鈍温度および時間等の条件を制御することにより、加工性を高めた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、平均ｒ値が１．２以上である鋼板が開示されている。上記鋼板の製造方法は、熱延鋼板の焼鈍工程において、鋼板の組織制御を行うことで、鋼板の結晶方位を制御する。この結果、高い加工性を有する鋼板を得ることができる。
　特許文献２には、熱延鋼板の焼鈍を省き、加工性を向上させた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、特許文献２には、平均ｒ値が１．３程度で、板厚０．７ｍｍの鋼板が開示されている。上記鋼の製造方法は、熱延工程における仕上げ圧延の際に、圧下率、ロールと鋼板との摩擦係数、および仕上げ圧延機出側温度を制御する。さらに、熱延板焼鈍を省略している。これらにより、工程数を低減し、さらに高い加工性を有する鋼板を得ることができる。
　特許文献３では、熱延条件を制御し、二段階の冷延および焼鈍を施すことで加工性を向上させた鋼板、およびその製造方法が開示されている。そして、平均ｒ値が最大で２．３程度で、板厚０．８ｍｍの鋼板が開示されている。
　また、上記鋼の製造方法は、熱延の粗圧延および仕上圧延時の温度ならびに圧下率を制御し、中間冷延と６５０～９００℃での中間焼鈍とを組み合わせている。これらにより、仕上冷間圧延前の組織を制御して、高加工性鋼板を得るものである。
特開２００５－１０５３４７号公報 特開２０００－２６５２１５号公報 特開２００３－１３８３４９号公報
　加工性の中でも、深絞り性は、ランクフォード値（以下「ｒ値」と記載する。）をその指標とし、結晶方位を制御することで、その特性を向上させる。ｒ値の向上には、圧延時に圧下率を高め、焼鈍温度を高温化することにより、圧延面と｛１１１｝面とが平行となる再結晶粒（以下、「｛１１１｝結晶粒」ともいう。）を鋼板の板厚全体において発達させることが有効である。
　マフラー等の排気系部品に使用される素材では、板厚が１．０ｍｍ以上となることがある。上記のような板厚１．０ｍｍ以上の鋼板においては、必然的に圧下率が小さくなる。このため、圧延時の圧下率を高めることだけでは、深絞り性の向上に有効な｛１１１｝結晶粒が十分に形成せず、集合組織が発達しない場合が考えられる。
　特許文献１～３の鋼種においては、Ｎｂを添加し、かつ板厚が厚い場合、Ｎｂの再結晶を遅延させる効果により、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しない場合が考えられる。
　具体的には、特許文献１における製造工程では、熱延板焼鈍を行うと熱延時の加工歪が消失してしまう。このため、再結晶の駆動力となる転位総量が減少し、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しないことが考えられる。加えて、工程数の増加は生産性を大きく低下させる。
　特許文献２で開示された鋼板は、厚さ１．０ｍｍ以下の薄手の鋼板を想定している。また、特許文献２に記載の製造方法を用いても、１．０ｍｍ以上の板厚の鋼板ではr値が不十分となることが考えられる。そして、特許文献３においては、本願で想定する板厚１．０ｍｍ超の鋼板では、二段階の冷延および焼鈍をしても総圧延率が足りず、｛１１１｝結晶粒が十分に発達しないことが考えられる。加えて、工程数の増加は生産性を大きく低下させる。
　また、特許文献１または３のように、熱延板焼鈍、中間焼鈍、および／または熱処理を施し、製造途中の鋼板組織を再結晶させることは、結晶方位のランダム化を進める場合がある。それらの鋼板を冷間圧延および焼鈍すると、鋼板の面内異方性（Δｒ）を大きくしてしまい、穴拡げ加工等の鋼板成形時に、割れといった不具合につながる場合がある。
　本発明の目的は、上記の問題点を解決し、加工性、特に深絞り性に優れた、板厚１．０ｍｍ以上の排気部品用フェライト系ステンレス鋼板および、その製造方法ならびに排気系部品用フェライト系ステンレス部材を提供することにある。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のフェライト系ステンレス鋼板および、その製造方法ならびに排気系部品用フェライト系ステンレス部材を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．００１～０．０２０％、
　Ｓｉ：０．０２～１．５０％、
　Ｍｎ：０．０２～１．５０％、
　Ｐ：０．０１～０．０５％、
　Ｓ：０．０００１～０．０１％、
　Ｃｒ：１０．０～２５．０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．３０％、
　Ｎ：０．００１～０．０３０％、
　Ｎｂ：０～０．１０％未満、
　Ｓｎ：０～０．５００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｖ：０～１．０％、
　Ｍｏ：０～３．０％、
　Ｗ：０～３．０％、
　Ａｌ：０～０．５％、
　Ｃｕ：０～２．０％、
　Ｚｒ：０～０．３０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｓｂ：０～０．５０％、
　ＲＥＭ：０～０．０５％、
　Ｎｉ：０～２．０％、
　Ｃａ：０～０．００３０％、
　Ｔａ：０～０．１０％、
　Ｇａ：０～０．１％、
　残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
　結晶粒度番号が６．０以上であり、
　かつ、Ｘ線回折によるフェライト相の結晶方位強度において、下記（i）式、（ii）式、および（iii）式を満たし、
　板厚が１．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
　Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ　　・・・（i）
　Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ－０．３）　　・・・（ii）
　（Ｘ＋Ｙ）－（Ａ＋Ｂ）≦５．０　　・・・（iii）
但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　ｔ：板厚（ｍｍ）
　Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
　Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
　Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
　Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
　（２）下記（iv）式で算出される平均ｒ値、および最小ｒ値が、下記（v）式および（vi）式を満たす、上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４　　・・・（iv）
　ｒｍ≧２．０／ｔ　　・・・（v）
　ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）　　・・・（vi）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　ｒｍ：平均ｒ値
　ｒｍｉｎ：最小ｒ値
　ｔ：板厚（ｍｍ）
　ｒ０：圧延方向のｒ値
　ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
　ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００５％を超えて０．１０％未満、
　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鋼板。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｎ：０．０１～０．５００％、
　Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
　Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
　Ｖ：０．０５～１．０％、
　Ｍｏ：０．２～３．０％、および
　Ｗ：０．１～３．０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）～（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（５）前記化学組成が、質量％で、
　Ａｌ：０．００３～０．５％、
　Ｃｕ：０．１～２．０％、
　Ｚｒ：０．０５～０．３０％、
　Ｃｏ：０．０５～０．５０％、
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、および
　ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）～（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（６）前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｉ：０．１～２．０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｔａ：０．０１～０．１０％、および
　Ｇａ：０．０００２～０．１％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）～（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（７）排気系部品に用いられる、上記（１）～（６）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
　（８）上記（１）～（６）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。
　（９）（ａ）上記（１）～（６）のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、熱延鋼板とする工程と、
（ｂ）前記熱延鋼板に焼鈍を施さず、前記熱延鋼板を酸洗して、酸洗鋼板とする熱延鋼板酸洗工程と、
（ｃ）前記酸洗鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用い、圧下率６０％以上で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
（ｄ）前記冷延鋼板を、下記（vii）式を満足する焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
を順に施し、
　前記（ｄ）の工程において、前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）に到達するまでの平均加熱速度を、
　昇温開始温度から下記（viii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの温度域において１５℃／ｓ以上とし、
　前記再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの温度域において１０℃／ｓ以下とする、
　フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０　　・・・（vii）
　Ｔｓ（℃）＝７００＋（１－Ｘ／１００）×１３０　　・・・（viii）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）
　本発明によれば、加工性、特に深絞り性に優れた板厚１．０ｍｍ以上の排気部品用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびに排気部品用フェライト系ステンレス部材を提供することができる。
図１は、鋼板の板厚と平均ｒ値との関係を示す図である。 図２は、鋼板の板厚と最小ｒ値との関係を示す図である。
　上記課題を解決するために、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の加工性に関して、組成、製造過程における組織、および結晶方位形成について詳細な検討を行った。その結果、以下に示す（Ａ）および（Ｂ）の知見を得た。
　（Ａ）板厚１．０ｍｍ以上の耐熱フェライト系ステンレス鋼板において、目的とする平均ｒ値を得るためには、鋼板の成分および各製造工程における製造条件を適切に制御し、特定の方位の集合組織を発達させる必要がある。
　（Ｂ）具体的な方位としては、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達すると、圧延方向に対して、各方向のｒ値（ｒ０、ｒ４５、ｒ９０）、特にｒ０とｒ９０の値が向上し、高い平均ｒ値が得られる。また、上記の方位に加え、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織が発達すると、ｒ０が低下するが、その一方で、ｒ４５とｒ９０の値が向上する。特に、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を発達させることは、単純に｛１１１｝を発達させただけでは向上させにくいｒ４５を向上させるため、有効である。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．００１～０．０２０％
　Ｃは、靭性、耐食性および耐酸化性を劣化させる他、母相に固溶したＣは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃ含有量は少ないほど良く、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とする。しかしながら、Ｃの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストと耐食性とを考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２％以上であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのが好ましい。
　Ｓｉ：０．０２～１．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素である他、耐酸化性と高温強度とを向上させる元素である。また、Ｓｉを含有させることで、鋼中の酸素量が低減し、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織が発達しやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上とする。一方、Ｓｉの１．５０％超の含有により、鋼板が著しく硬質化し、鋼管加工時において、曲げ性が劣化する。
　このため、Ｓｉ含有量は、１．５０％以下とする。なお、上記の集合組織を顕著に発達させるためには、Ｓｉ含有量は、０．３０％超であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。そして、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｓｉ含有量は、１．２０％以下であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は、１．００％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：０．０２～１．５０％
　Ｍｎは、高温において、ＭｎＣｒ２Ｏ４またはＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。このため、Ｍｎ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｍｎを１．５０％を超えて含有させると、酸化物量が増加し、異常酸化が生じ易くなる。また、Ｍｎが、Ｓと化合物を生成し、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｎ含有量は、１．５０％以下とする。また、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、１．００％以下であるのが好ましい。さらに、鋼管溶接部の酸化物に起因する偏平割れを考慮すると、Ｍｎ含有量は、０．３０％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０１～０．０５％
　Ｐは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質および靭性の観点から、その含有量は少ないほどよい。また、母相に固溶したＰは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害するため、Ｐ含有量は、０．０５％以下とする。
　一方、Ｐの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐酸化性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３％以下であるのが好ましい。
　Ｓ：０．０００１～０．０１％
　Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から、少ないほどよい。特に、Ｓの過度な含有は、ＴｉまたはＭｎと化合物を生成し、鋼管曲げの際に、介在物起点により割れを生じさせる。加えて、これら化合物の存在は、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。
　このため、Ｓ含有量は、０．０１％以下とする。一方、Ｓの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。さらに、製造コストおよび耐食性を考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのが好ましい。
　Ｃｒ：１０．０～２５．０％
　Ｃｒは、排気部品で最も重要な特性である、高温強度および耐酸化性を確保するため必要な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上とする。一方、Ｃｒの含有が、２５．０％を超えると、靱性が劣化し、製造性が悪くなる他、特に鋼管溶接部の脆性割れ、または曲げ性不良が生じる。
　加えて、過度の固溶Ｃｒは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とする。また、鋼板製造時の熱延板の靭性の観点から、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上であるのが好ましく、２０．０％以下であるのがより好ましく、１８．０％以下であるのさらに好ましい。さらに、製造コストの観点から、Ｃｒ含有量は１４．０％未満であるのが好ましい。
　Ｔｉ：０．０１～０．３０％
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、およびＳと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させる効果を有する。また、Ｔｉの窒化物はスラブ鋳造時に核となることで、等軸晶率を増大させ、製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値向上を促進する。
　ＴｉのＣおよびＮを固定する作用は、０．０１％以上で発現する。このため、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｔｉを、０．３０％を超えて含有させると、固溶Ｔｉにより、鋼板が硬質化してしまう他、靭性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とする。さらに、製造コストなどを考慮すると、Ｔｉ含有量は０．０５％以上が好ましく、０．２５％以下が好ましい。
　Ｎ：０．００１～０．０３０％
　Ｎは、Ｃと同様に低温靭性、加工性、および耐酸化性を劣化させる。加えて、母相に固溶したＮは、｛１１１｝＜１１２＞方位および{３２２}＜２３６＞方位の集合組織の発達を阻害するため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。一方、Ｎの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。さらに、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのが好ましい。
　本発明は、上記各成分の他、必要に応じて以下のＡ群、Ｂ群、Ｃ群、Ｄ群の成分の１群以上を含有してもよい。Ａ群の元素は耐食性、加工性を向上させる元素である。Ｂ群に分類される元素は、｛１１１｝方位の集合組織に影響を与える元素である。また、Ｃ群に分類される元素は、高温強度、耐酸化性等の高温特性を向上させる元素である。そして、Ｄ群に分類される元素は、靭性、耐食性等を向上させる元素である。
　Ａ群元素
　Ｎｂ：０～０．１０％未満
　Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣ、Ｎ、およびＳと結合し、耐食性、耐粒界腐食性、および深絞り性を向上させる。また、高温域における固溶強化能、および析出強化能が高いため、高温強度および熱疲労特性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの過度な含有は、再結晶の進行を著しく遅延させ、｛１１１｝の発達を阻害させる。このため、Ｎｂ含有量は０．１０％未満とする。また、再結晶への影響を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．０５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％超であるのが好ましい。
　Ｂ群元素
　Ｓｎ：０～０．５００％
　Ｓｎは、スラブ鋳造時に、組成的過冷却を引き起こし、等軸晶率を増大させる。これにより製品板の｛１１１｝方位の集合組織を発達させ、ｒ値および鋼管の拡管性向上を促進する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎは、０．５００％超の含有により過度な偏析が生じ、鋼管溶接部の低温靭性が低下する。このため、Ｓｎ含有量は０．５００％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎ含有量は、０．３００％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るために、Ｓｎ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様、Ｍｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。加えて、Ｍｇは微細に晶出したＭｇ酸化物が核となりスラブの等軸晶率を増大させ、その後の工程において、ＮｂおよびＴｉ系微細析出物の析出を促す。具体的には、熱延工程において、前述の析出物が、微細析出すると、熱延工程および、続く熱延板の焼鈍工程において、再結晶核となる。その結果、非常に微細な再結晶組織が得られる。この再結晶組織は、｛１１１｝方位の集合組織の発達に寄与するとともに、靭性向上にも寄与する。このため、必要に応じて含有させてもよい。
　しかしながら、Ｍｇの過度な含有は、耐酸化性の劣化および溶接性の低下などをもたらす。このため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であるのが好ましい。
　Ｂ：０～０．００５０％
　Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度、二次加工性、低温靭性、および中温域の高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの０．００５０％超の含有により、Ｃｒ２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性、および疲労特性を劣化させる。加えて、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値の低下をもたらす。このため、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、溶接性および製造性を考慮すると、Ｂ含有量は、０．０００３％以上であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのが好ましい。
　Ｖ：０～１．０％
　Ｖは、ＣまたはＮと結合して、耐食性および耐熱性を向上する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの１．０％超の含有により、粗大な炭窒化物が生成して靭性が低下し、さらに｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。加えて、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．２％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのが好ましい。
　Ｍｏ：０～３．０％
　Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する管材等では、隙間腐食を抑制する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が、３．０％を超えると、著しく成形性が劣化し、製造性が低下する。また、Ｍｏは、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害する。このため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。一方、上記の効果は、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．２％以上であるのが好ましい。さらに、製造コスト、生産性および｛１１１｝方位の集合組織を先鋭に発達させることを考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．４％以上であるのが好ましく、２．０％以下であるのが好ましい。
　Ｗ：０～３．０％
　Ｗは、高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗの過度の含有は、靭性の劣化、および伸びの低下をもたらす。また、金属間化合物相であるＬａｖｅｓ相の生成量が増大し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値を低下させる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下とする。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。一方、上記作用を得るためには、Ｗ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｃ群元素
　Ａｌ：０～０．５％
　Ａｌは、脱酸元素として使用される場合がある他、高温強度、および耐酸化性を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。また、ＴｉＮおよびＬａｖｅｓ相の析出サイトとなり、析出物を微細化し、低温靭性を向上させる。しかしながら、Ａｌの０．５％超の含有は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらす。また、粗大なＡｌ酸化物を形成させ、低温靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．００３％以上であるのが好ましい。さらに、精錬コストを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以下であるのが好ましい。
　Ｃｕ：０～２．０％
　Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、母相に固溶しているＣｕの析出、所謂、ε－Ｃｕの析出によって、中温域での高温強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、鋼板の硬質化による靭性低下、および延性低下をもたらす。このため、Ｃｕ含有量は、２．０％以下とする。さらに、耐酸化性、および製造性を考慮すると、１．５％未満であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｚｒ：０～０．３０％
　Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの０．３０％超の含有は、靭性および酸洗性などの製造性を著しく劣化させる。また、Ｚｒと、炭素および窒素との化合物を粗大化させる。その結果、熱延焼鈍時の鋼板組織を粗粒化させ、ｒ値を低下させる。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　Ｃｏは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏの過度な含有は、靭性および加工性を低下させる。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
　Ｓｂ：０～０．５０％
　Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂは、０．５０％超の含有により、過度の偏析が生じて、鋼管溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｂ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。
　ＲＥＭ：０～０．０５％
　ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物を微細化し、靭性および耐酸化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．０５％を超えると、鋳造性が著しく低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００３％以上であることがより好ましく、０．０１％以下であることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼材に含有することができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　Ｄ群元素
　Ｎｉ：０～２．０％
　Ｎｉは、靭性および耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの２．０％超の含有によりオーステナイト相が生成し、｛１１１｝方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値が低下する他、鋼管曲げ性が著しく劣化する。このため、Ｎｉ含有量は、２．０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は０．５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｃａ：０～０．００３０％
　Ｃａは、脱硫元素として有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００３０％を超えると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性を劣化させる。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２０％以下であることが好ましい。
　Ｔａ：０～０．１０％
　Ｔａは、ＣおよびＮと結合して靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａ含有量が、０．１０％を超えると、製造コストが増加する他、製造性を著しく低下させる。このため、Ｔａ含有量は、０．１０％以下とする。一方、前記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａ含有量は、０．０２％以上であることがより好ましく、０．０８％以下であるのが好ましい。
　Ｇａ：０～０．１％
　Ｇａは、耐食性向上および水素脆化抑制のため、必要に応じて含有させてもよい。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。一方、上記作用を得るために、硫化物および水素化物の生成を鑑み、Ｇａ含有量は、０．０００２％以上であるのが好ましい。なお、製造コストおよび製造性、ならびに延性および靭性の観点から、Ｇａ含有量は、０．０００５％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。
　本発明の鋼材の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　２．結晶粒度番号
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板においては、その結晶粒度番号を６．０以上とし、６．５以上であるのが好ましい。鋼板の結晶粒度番号が６．０未満であるとオレンジピール等の肌荒れの原因となるためである。一方、{１１１}＜１１２＞を発達させるには十分に結晶粒を成長させる必要があるという理由から、鋼板の結晶粒度は９．０以下であるのが好ましい。
　なお、結晶粒度番号ついては、ＪＩＳ　Ｇ　０５１１に準拠して、光学顕微鏡観察を行なうことで測定を行なった。
　３．板厚
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板の板厚は、１．０ｍｍ以上とする。フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、１．２ｍｍ以上であるのが好ましく、１．５ｍｍ以上であるのがより好ましい。一方、板厚の厚い厚手の鋼板の製造時には、十分な圧下率を確保するために熱延板を厚くする必要があるが、工業的な側面および靱性の側面から熱延板の極端な厚くすることは難しい。このため、上記鋼板の板厚は３．０ｍｍ以下であるのが好ましく、２．５ｍｍ以下であるのがより好ましい。
　４．結晶方位強度
　４－１．結晶方位強度と板厚との関係
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板においては、結晶方位強度と板厚との関係が下記記載の（ｉ）～（iii）式を満足する。
　Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ　　・・・（ｉ）
　Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ－０．３）　　・・・（ii）
　（Ｘ＋Ｙ）－（Ａ＋Ｂ）≦５．０　　・・・（iii）
　但し、上記（ｉ）～（iii）式中の各記号は以下により定義される。
　ｔ：板厚（ｍｍ）
　Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
　Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
　Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
　Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
　｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達すると、主として、ｒ０およびｒ９０の値が向上し、深絞り性を含む加工性が良好になる。このため、本発明に係る鋼板は、板厚中心部および板厚１／４部での｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和（以下、単に「｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和」と記載する。）が上記（ｉ）式を満足する必要がある。
　同様に、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織が発達すると、主として、ｒ４５およびｒ９０の値が向上して、深絞り性を含む加工性が良好となる。このため、本発明に係る鋼板では、板厚中心部および板厚１／４部での｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和（以下、単に「｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和」と記載する。）が上記（ii）式を満足する必要がある。
　ここで、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を強く発達させすぎると、今度は｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達を阻害し、逆に加工性が低下してしまう場合がある。このため、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度の和と｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度の和との差は上記（iii）式を満足する必要がある。
　なお、本発明に係る鋼板においては、集合組織を評価する際に、一般的に測定される板厚中心部の結晶方位強度だけでなく、板厚１／４部における結晶方位強度についても測定を行なっている。これは、再結晶組織の形成に影響を与える剪断変形は鋼板の冷間圧延の際に板厚表面から板厚１／４部において特に生じやすく、その影響を調査するためである。
　集合組織の測定は、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。
　４－２．各ｒ値と板厚との関係
　本発明に係る鋼板のｒ値については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に従い、下記手法により実施し、試験片を圧延方向に対して平行、４５°方向、および９０°方向でのｒ値を求めた後に、平均ｒ値を算出した。
　ここで、ｒ値とは、以下の方法により算出される。具体的には、冷延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から採取し、１０～２０％の歪みを付与した後に、下記（ａ）式に各値を代入し、算出される。また、下記（iv）式を用いて、平均ｒ値（以下、「ｒｍ」と記載する。）が算出される。
　ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（Ｔ０／Ｔ）　　・・・（ａ）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　Ｗ０：引張前の板幅
　Ｗ：引張後の板幅
　Ｔ０：引張前の板厚
　Ｔ：引張後の板厚
　ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４　　・・・（iv）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　ｒ０：圧延方向のｒ値
　ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
　ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
　また、最小ｒ値（以下、「ｒｍｉｎ」と記載する。）とは、上述の測定したｒ０、ｒ４５、ｒ９０のうち、最小となるｒ値である。
　ここで、円筒深絞り試験により、本発明に係る鋼板の成形性を評価した。下記条件で、成形限界絞り比：２．２０の深絞り成形状態で、成形性を評価した場合におけるｒｍと板厚との関係を、図１に示す。図１においては、問題なく成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合、または途中で成形割れが生じた場合を●で示している。
　なお、成型条件は、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス：φ５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径：Φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１０ｋＮ、潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ２／ｓ、絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）である。
　図１より、良好な成形性を得るためには、ｒｍが、下記（v）式を満足することが好ましい。
　ｒｍ≧２．０／ｔ　　・・・（v）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　ｔ：板厚（ｍｍ）
　また、図２に同様の条件で、成形性を評価した場合のｒｍｉｎと板厚との関係を図２に示す。図１と同様に、問題なく成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合、または途中で成形割れが生じた場合を●で示している。
　図２より、ｒｍｉｎが下記（vi）式を満足する場合に成形性に優れる。
　ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）　　・・・（vi）
　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
　ｔ：板厚（ｍｍ）
　４－３．結晶方位強度と板厚との関係
　｛１１１｝＜１１２＞方位は、厚さ方向の歪に比べて、板幅方向の歪が大きい滑り変形をする結晶方位である。このため、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度が増加すると、板厚減少が抑制される。その結果、ｒｍが向上する。したがって、鋼板の全厚において｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が発達する必要がある。
　また、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度が増加すると、鋼板のｒ値の異方性を変化させ、ｒ０の値が低下するが、代わりにｒ４５およびｒ９０の値が向上する。上記の式（v）に示したように、ｒｍへのｒ４５の寄与は大きく、単純に｛１１１｝＜１１２＞を発達させただけでは向上しにくいｒ４５を向上させるため、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織を増加させることは有効である。
　しかしながら、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織をあまり強く発達させると、今度は｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達を阻害し、ｒｍは逆に低下してしまう。このため、上記（ｉ）～（iii）式を満たすことで、上記（v）式を満たすｒｍおよび上記（vi）式を満たすｒｍｉｎを得ることができる。
　以上を踏まえ、本発明に係る鋼板では、｛１１１｝＜１１２＞方位および｛３２２｝＜２３６＞方位の結晶方位強度を上記（ｉ）～（iii）式を満たす値とする。この結果、上記（v）式を満たすｒｍ、および上記（vi）を満たすｒｍｉｎを同時に達成することができる。
　５．製造方法
　次に、製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、例えば、製鋼－熱間圧延－酸洗－冷間圧延－焼鈍の工程を含む。製鋼においては、上記の化学組成を有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。
　５－１．熱間圧延工程
　続いて、スラブは以下の温度にて加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。鋳造されたスラブは、１１００～１２５０℃で加熱するのが好ましい。これは、スラブの加熱温度を１１００℃未満とすると、加熱温度が低すぎるためスケール生成が少なくなり圧延ロールと鋼材とが焼き付くことで、表面品質が低下し、後の工程に悪影響を及ぼすためである。
　一方、スラブの加熱温度を１２５０℃超とすると、スラブが、自重で高温変形するスラブ垂れが生じるため好ましくない。さらに、生産性および表面疵を考慮すると、スラブの加熱温度は、１１５０～１２００℃であるのが好ましい。なお、本発明においては、スラブの加熱温度と熱間圧延開始温度は同義である。
　スラブ加熱後、熱間圧延工程では、複数パスの粗圧延が施され、複数スタンドからなる仕上圧延が一方向に施され、コイル状に巻き取られる。
　５－２．酸洗工程
　本発明では、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る一般的な製造方法とは異なっている。一般的に、熱延板焼鈍を施すと組織制御が容易となるが、熱延歪が消失し｛１１１｝結晶方位の発達を妨げる他、ｒ９０を向上させる｛３２２｝＜２３６＞結晶方位が後の冷間圧延後の焼鈍工程において発達しない。なお、この｛１１１｝方位の結晶粒のうち、代表的なものとしては、｛１１１｝＜１１２＞が挙げられる。
　ところで、｛３２２｝＜２３６＞結晶方位は、α－ｆｉｂｅｒ（｛０１１｝／／ＲＤ（｛１００｝～｛１１１｝＜０１１＞））と呼ばれる集合組織が発達した鋼板を焼鈍すると、より強く発達する。このα－ｆｉｂｅｒは、フェライト系ステンレス鋼板においては、熱間圧延および冷間圧延によって発達する。しかしながら、熱延板焼鈍を行うと熱間圧延時に発達したα－ｆｉｂｅｒが、冷間圧延前に一旦消失し、結晶方位のランダム化が進行してしまう。このため、本発明においては熱延板焼鈍を実施しない。
　５－３．冷間圧延工程
　冷間圧延工程においては、直径が、４００ｍｍ以上のロールを用いて６０％以上の圧下率で冷間圧延する。ここで、ロール径を４００ｍｍ以上とすることで、冷間圧延時の剪断歪を抑制できる。剪断歪により導入される剪断変形は、ランダム方位粒の核生成サイトとなるため、抑制する必要がある。その結果、続く焼鈍工程において、ｒ値を向上させる｛１１１｝＜１１２＞結晶方位の結晶粒の生成を促進させる。これにより、通常は発達しにくい板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位をも発達させる。
　また、圧下率が高くなると、再結晶の駆動力となる蓄積エネルギーが増大する。その結果、｛１１１｝＜１１２＞結晶方位が優先核生成しやすくなり、また選択成長しやすくなる。このため、冷間圧延の圧下率は、６０％以上とし、７０％以上であるのがより好ましい。
　５－４．冷間圧延後の焼鈍工程
　｛１１１｝＜１１２＞を発達させ、加工性を向上させるために、焼鈍の際に再結晶挙動に基づいた厳密な焼鈍温度および加熱速度を制御することが好ましい。
　５－４－１．焼鈍温度
　冷間圧延後の最終焼鈍については、｛１１１｝＜１１２＞再結晶粒発達のためには十分に高温で焼鈍する必要がある。同時に、過度に高い温度での焼鈍は結晶粒の粗大化を招き、オレンジピール等の肌荒れの原因となる。また、本発明に係る鋼板の金属組織は結晶粒度番号が６．０以上の微細組織とする必要が有る。このため、焼鈍温度Ｔｆ（℃）は下記（vii）式の範囲内で行なうことが好ましい。
　８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０　　・・・（vii）
　５－４－２．加熱速度
　本発明に係る鋼板では、平均加熱速度を昇温開始温度から目標とする温度に到達するまでの時間を制御することが好ましい。再結晶粒のうち、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒は、他の方位の結晶粒より比較的再結晶の初期に生じやすい。また、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒は、焼鈍中に粒成長し他の方位の結晶粒を蚕食することによって発達する。この時、｛１１１｝方位の再結晶が開始する前に、他の方位の結晶粒が再結晶する温度まで昇温してしまうと、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達が抑制され、加工性が低下してしまう。そのため、まず急速加熱により鋼板温度を再結晶開始温度Ｔｓ（℃）に到達させ、その後、｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒を成長させるために焼鈍温度Ｔｆ（℃）までゆっくりと昇温し、再結晶を進行させるのが好ましい。これにより、鋼板において｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が強く発達する。
　なお、この際、Ｔｓ（℃）は再結晶に及ぼす冷間圧延工程における圧下率の影響を考慮に入れた下記（viii）式で示される。
　Ｔｓ（℃）＝７００＋（１－Ｘ／１００）×１３０　　・・・（viii）
　但し、上記式中の記号は以下により定義される。
　Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）
　本発明に係る鋼板では、昇温開始温度から再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの平均加熱速度が１５℃／ｓ以上であるのが好ましく、２０℃／ｓ以上であるのがより好ましい。
　また、再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの平均加熱速度が１０℃／ｓ以下であるのが好ましく、５℃／ｓ以下であるのがより好ましい。そして、上述した直径４００ｍｍ以上の大径ロール圧延により通常より剪断変形の導入が抑制される。この結果、剪断変形によるランダム方位粒の生成が抑制され、早期の｛１１１｝＜１１２＞方位の結晶粒の核生成の効果が組み合わさり、通常の製造方法（小径ロール圧延かつ熱処理制御無し）と比較して、｛１１１｝＜１１２＞方位が強く発達する。
　さらに、上述の熱延板焼鈍を省くことに加え、上記の製造条件とすることで、｛３２２｝＜２３６＞方位の集合組織と、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織が同時に発達する。これらにより、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
　５－５．その他製造条件
　スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すればよい。また、冷間圧延においては、ロール粗度、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すればよい。焼鈍は、必要であれば水素ガスまたは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍を実施してもよい。また、大気中で焼鈍を実施してもよい。さらに、焼鈍後に、調質圧延または形状矯正のためのテンションレベラー工程を実施してもよく、また通板しても構わない。
　５－６．フェライト系ステンレス部材の製造方法
　上記方法で製造された鋼板を以下の方法を用い、排気部品用部材とする。これらの部材は、鋼板からプレス加工されるか、鋼板を所定のサイズ（径）の鋼管に造管した後に目的の形状に成形される。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブに鋳造し、スラブ加熱温度を１１５０℃、巻取温度を５００℃の条件で熱間圧延して熱延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　その後、酸洗した熱延鋼板を、直径４００～５００ｍｍのロールを用いて、表２に示す厚さまで冷間圧延し、連続焼鈍－酸洗を施した。このようにして、得られた冷延焼鈍板に対して、ｒ値測定ならびに結晶方位強度測定を行った。
　ｒ値については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４に従い、上述の手法により実施し、圧延方向に対して、平行、４５°方向、９０°方向から試験片を採取し、ｒ値を求めた後に平均ｒ値を算出した。具体的には、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片採取し、圧延方向に対して平行、４５°方向、９０°方向に１０～２０％の歪みを付与した後、所定の方法で、上記値を算出した。
　結晶方位強度測定については、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度および｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度を算出した。なお、本発明においては、母相であるフェライト相の結晶方位強度を測定している。
　また、成形性については円筒深絞り試験で評価した。成形条件について、以下に示す。具体的には、ポンチ径：Φ５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒ：５ｍｍ、ダイス：φ５２ｍｍ、ダイス肩Ｒ：５ｍｍ、ブランク径：Φ１００ｍｍ、しわ押さえ力：１０ｋＮ、潤滑油：４０℃における動粘度が１２００ｍｍ２／ｓ、絞り比：２．２０（ブランク径：φ１１０ｍｍ）とした。
　上記条件で成形限界絞り比：２．２０での深絞り成形状況により、成形性を評価した。表２においては、成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合を△、途中で成形割れが生じた場合を×とした。これらの評価結果を、まとめて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示した実施例の製造方法は、上述した通り、いずれも本発明の好適な範囲の製造方法を用いている。そして、本発明で規定する化学組成を有する鋼（表１の鋼Ｎｏ．Ａ１～Ａ２０）を用いた発明例Ｂ１～Ｂ２０は、本発明の規定を満足し、いずれも加工性に優れている。これに対し、組成が本発明の規定範囲外である（表１の鋼Ｎｏ．ａ１～ａ９）を用いた比較例ｂ１～ｂ９は、本発明で規定するフェライト相の結晶方位強度（集合組織）が低く、また平均ｒ値が低いため、加工性が劣っている。
　表３に、表１に記載した鋼種について、表３に示す製造条件において製造した場合の特性を示す。成形性の評価は、実施例１と同様の条件により円筒深絞り試験で評価した。
　表３においても、表２と同様に、成形できた場合を○、パンチ肩部近傍にてネッキングが生じた場合を△、途中で成形割れが生じた場合を×と記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す本発明例Ｃ１～Ｃ３は、組成が本発明で規定される範囲内であり、製造条件が本発明における好ましい条件を満足するため、良好なｒ値および加工性を得られた。これに対して、比較例ｃ１～ｃ６は、製造条件が本発明における好ましい製造条件から外れている。このため、鋼板の結晶方位強度が本発明の規定範囲外となり、板厚に応じた十分なｒｍおよびｒｍｉｎを得られず、加工性が不良であった。

 

Claims (9)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    　Ｓｉ：０．０２～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．０２～１．５０％、
    　Ｐ：０．０１～０．０５％、
    　Ｓ：０．０００１～０．０１％、
    　Ｃｒ：１０．０～２５．０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．３０％、
    　Ｎ：０．００１～０．０３０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％未満、
    　Ｓｎ：０～０．５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｖ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～３．０％、
    　Ｗ：０～３．０％、
    　Ａｌ：０～０．５％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｚｒ：０～０．３０％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｓｂ：０～０．５０％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｃａ：０～０．００３０％、
    　Ｔａ：０～０．１０％、
    　Ｇａ：０～０．１％、
    　残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
    　結晶粒度番号が６．０以上であり、
    　かつ、Ｘ線回折によるフェライト相の結晶方位強度において、下記（i）式、（ii）式、および（iii）式を満たし、
    　板厚が１．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
    　Ａ＋Ｂ≧１２．０／ｔ　　・・・（ｉ）
    　Ｘ＋Ｙ≧１２．０／（ｔ－０．３）　　・・・（ii）
    　（Ｘ＋Ｙ）－（Ａ＋Ｂ）≦５．０　　・・・（iii）
    但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
    　ｔ：板厚（ｍｍ）
    　Ａ：板厚中心部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
    　Ｂ：板厚１／４部の｛１１１｝＜１１２＞結晶方位強度
    　Ｘ：板厚中心部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
    　Ｙ：板厚１／４部の｛３２２｝＜２３６＞結晶方位強度
  2. 　下記（iv）式で算出される平均ｒ値、および最小ｒ値が、下記（v）式および（vi）式を満たす、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
    　ｒｍ＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４　　・・・（iv）
    　ｒｍ≧２．０／ｔ　　・・・（v）
    　ｒｍｉｎ≧２．０／（ｔ＋０．３）　　・・・（vi）
    　但し、上記式中の各記号は以下により定義される。
    　ｒｍ：平均ｒ値
    　ｒｍｉｎ：最小ｒ値
    　ｔ：板厚（ｍｍ）
    　ｒ０：圧延方向のｒ値
    　ｒ４５：圧延方向に対して４５°方向のｒ値
    　ｒ９０：圧延方向に対して９０°方向のｒ値
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５％を超えて０．１０％未満、
    　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鋼板。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｓｎ：０．０１～０．５００％、
    　Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    　Ｂ：０．０００２～０．００５０％、
    　Ｖ：０．０５～１．０％、
    　Ｍｏ：０．２～３．０％、および
    　Ｗ：０．１～３．０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　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鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ａｌ：０．００３～０．５％、
    　Ｃｕ：０．１～２．０％、
    　Ｚｒ：０．０５～０．３０％、
    　Ｃｏ：０．０５～０．５０％、
    　Ｓｂ：０．０１～０．５０％、および
    　ＲＥＭ：０．００１～０．０５％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１～４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｉ：０．１～２．０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ｔａ：０．０１～０．１０％、および
    　Ｇａ：０．０００２～０．１％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１～５のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  7. 　排気系部品に用いられる、請求項１～６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  8. 　請求項１～６のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を用いた自動車または自動二輪車の排気系部品用フェライト系ステンレス部材。
  9. （ａ）請求項１～６のいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱し、前記スラブを熱間圧延して、熱延鋼板とする工程と、
    （ｂ）前記熱延鋼板に焼鈍を施さず、前記熱延鋼板を酸洗して、酸洗鋼板とする熱延鋼板酸洗工程と、
    （ｃ）前記酸洗鋼板を、直径が４００ｍｍ以上のロール径を有する圧延機を用い、圧下率６０％以上で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    （ｄ）前記冷延鋼板を、下記（vii）式を満足する焼鈍温度Ｔｆ（℃）で焼鈍する工程と、
    を順に施し、
    　前記（ｄ）の工程において、前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）に到達するまでの平均加熱速度を、
    　昇温開始温度から下記（viii）式で算出される再結晶開始温度Ｔｓ（℃）までの温度域において１５℃／ｓ以上とし、
    　前記再結晶開始温度Ｔｓ（℃）から前記焼鈍温度Ｔｆ（℃）までの温度域において１０℃／ｓ以下とする、
    フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
    　８００≦Ｔｆ（℃）≦９５０　　・・・（vii）
    　Ｔｓ（℃）＝７００＋（１－Ｘ／１００）×１３０　　・・・（viii）
    　但し、上記式中の記号は以下により定義される。
    　Ｘ：冷間圧延の圧下率（％）

     
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US17/041,201 US11643699B2 (en) 2018-03-30 2019-03-29 Ferritic stainless steel sheet and production method thereof, and ferritic stainless member
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021065738A1 (ja) * 2019-10-02 2021-04-08

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06179921A (ja) * 1992-12-15 1994-06-28 Nippon Steel Corp 高温強度および成形加工性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
JP2000265215A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Kawasaki Steel Corp 加工性の優れたフェライト系Ｃｒ含有鋼板の製造方法
JP2003138349A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り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
JP2005105347A (ja) 2003-09-30 2005-04-21 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2005163139A (ja) * 2003-12-04 2005-06-23 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 深絞り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
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工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
WO2016068139A1 (ja) * 2014-10-31 2016-05-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
JP2019002053A (ja) * 2017-06-16 2019-01-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP3769479B2 (ja) * 2000-08-07 2006-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 プレス成形性に優れた燃料タンク用フェライト系ステンレス鋼板
JP4562280B2 (ja) * 2000-12-25 2010-10-13 日新製鋼株式会社 加工性に優れ面内異方性の小さいフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP4655432B2 (ja) * 2001-08-20 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 塗装皮膜の密着性と耐食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
JP4498950B2 (ja) * 2005-02-25 2010-07-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5337473B2 (ja) * 2008-02-05 2013-11-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
CN103348023B (zh) * 2011-02-08 2015-11-25 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢板的制造方法
JP2012167298A (ja) * 2011-02-09 2012-09-06 Nakayama Steel Works Ltd フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5793459B2 (ja) * 2012-03-30 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法
ES2693781T3 (es) * 2012-09-25 2018-12-13 Jfe Steel Corporation Acero inoxidable ferrítico
WO2014104424A1 (ko) * 2012-12-24 2014-07-03 주식회사 포스코 내응축수 부식특성, 성형성 및 고온 내산화 특성이 우수한 자동차 배기계용 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
JP6093210B2 (ja) * 2013-03-13 2017-03-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 低温靭性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20150053626A (ko) * 2013-11-08 2015-05-18 주식회사 포스코 고 Si함유 페라이트계 스테인리스 냉연강판의 소둔방법
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
KR101899230B1 (ko) * 2014-05-14 2018-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
CN104195451A (zh) * 2014-09-17 2014-12-10 朱忠良 一种中铬铁素体不锈钢及其制造方法
MX2017007511A (es) * 2014-12-12 2017-08-22 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
CN104911318B (zh) * 2015-04-15 2017-12-08 北京科技大学 一种提高铁素体不锈钢表面起皱抗力的轧制方法
CN105200330B (zh) * 2015-09-24 2020-04-14 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种耐高温铁素体不锈钢及其制造方法
JP6261640B2 (ja) * 2016-03-30 2018-01-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06179921A (ja) * 1992-12-15 1994-06-28 Nippon Steel Corp 高温強度および成形加工性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
JP2000265215A (ja) 1999-03-16 2000-09-26 Kawasaki Steel Corp 加工性の優れたフェライト系Ｃｒ含有鋼板の製造方法
JP2003138349A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り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
JP2005105347A (ja) 2003-09-30 2005-04-21 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2005163139A (ja) * 2003-12-04 2005-06-23 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 深絞り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
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工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
WO2016068139A1 (ja) * 2014-10-31 2016-05-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
JP2019002053A (ja) * 2017-06-16 2019-01-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3778964A4

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021065738A1 (ja) * 2019-10-02 2021-04-08
WO2021065738A1 (ja) * 2019-10-02 2021-04-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
JP7268182B2 (ja) 2019-10-02 2023-05-02 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材

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