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WO2018199062A1 - フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018199062A1
WO2018199062A1 PCT/JP2018/016545 JP2018016545W WO2018199062A1 WO 2018199062 A1 WO2018199062 A1 WO 2018199062A1 JP 2018016545 W JP2018016545 W JP 2018016545W WO 2018199062 A1 WO2018199062 A1 WO 2018199062A1
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WO
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hot
rolling
rolled
steel sheet
less
Prior art date
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Ceased
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PCT/JP2018/016545
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English (en)
French (fr)
Inventor
正崇 吉野
佳士 井上
光幸 藤澤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to KR1020197030951A priority patent/KR20190131528A/ko
Priority to ES18790531T priority patent/ES2924685T3/es
Priority to EP18790531.0A priority patent/EP3587610B1/en
Priority to MX2019012549A priority patent/MX2019012549A/es
Priority to US16/607,174 priority patent/US20200385835A1/en
Priority to CN201880027591.8A priority patent/CN110546294B/zh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless hot-rolled annealed steel sheet excellent in workability suitable for application to a flange or the like and a method for producing the same.
  • an exhaust gas recirculation (EGR) system in which exhaust gas generated from an automobile engine is used again as intake air for the engine is being applied. Exhaust gas generated from the engine is supplied to the engine again after passing through an EGR cooler for lowering the gas temperature.
  • EGR exhaust gas recirculation
  • each exhaust system component is fastened via a flange in order to prevent gas leakage.
  • the flange applied to such an exhaust system part needs to have sufficient rigidity. For this reason, a thick flange (for example, a plate thickness of 5 mm or more) is applied to such an exhaust system component.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.015% or less, Si: 0.01 to 0.4%, Mn: 0.01 to 0.8%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 14.0 to less than 18.0%, Ni: 0.05 to 1%, Nb: 0.3 to 0.6%, Ti: 0.05% or less, N: 0.020% or less, Al: 0.10% or less, B: 0.0002 to 0.0020%, the balance being Fe and inevitable impurities, Nb, C and A ferritic stainless hot rolled steel sheet having a N content satisfying Nb / (C + N) ⁇ 16, a Charpy impact value at 0 ° C. of 10 J / cm 2 or more, and a plate thickness of 5.0 to 9.0 mm is disclosed. Has been.
  • the present invention provides a ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet that can solve such problems, has sufficient corrosion resistance, and can suppress cracking when punching into a thick flange, and a method for producing the same. Objective.
  • the critical stress intensity factor K of the steel sheet is required for processing into a thick flange having a burring portion without causing cracks. I found that it would be better to increase the IC . Specifically, by setting the critical stress intensity factor K IC to 35 MPa ⁇ m 1/2 or more, it is possible to effectively suppress the occurrence of cracks in the burring part when processing into a thick flange having a burring part. It has been found that it can be sufficiently put into practical use for a thick flange having a burring portion.
  • the critical stress intensity factor K IC is improved by performing hot-rolled sheet annealing at an appropriate temperature on a hot-rolled steel sheet obtained by appropriately controlling the previous sheet thickness) ⁇ 100 [%]). I found out.
  • This invention is made
  • C 0.001 to 0.020%
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • P 0.04% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Cr 10.0 to 19.0%
  • Ni 0.65 to 1.50%
  • Ti 0.10 to 0.40%
  • N Ferritic stainless steel hot-rolled containing 0.001 to 0.020%, the balance having a composition composed of Fe and inevitable impurities, and a critical stress intensity factor K IC of 35 MPa ⁇ m 1/2 or more Annealed steel sheet.
  • the component composition is in mass%, and Cu: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 2.00%, W: 0.01 to 0.20%, Co: 0
  • the component composition is in mass%, and V: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.01 to 0.10%, Zr: 0.01 to 0.20%, REM: 0
  • V 0.01 to 0.20%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Zr 0.01 to 0.20%
  • REM 0
  • B 0.0002 to 0.0025%
  • Mg 0.0005 to 0.0030%
  • Ca 0.0003 to 0.0030%
  • the final three passes of finish rolling are performed at a temperature of 800 to 1100 ° C.
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel hot-rolled annealing steel sheet which makes the cumulative rolling reduction
  • the critical stress intensity factor K IC was obtained by taking a CT test piece compliant with ASTM E399 from the center of the plate width so that the fatigue precrack is in the direction perpendicular to the rolling direction and the stress axis is in the rolling parallel direction, and ASTM E399. It refers to the stress intensity factor obtained by testing according to the above.
  • a ferritic stainless hot rolled annealed steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent toughness capable of suppressing cracking when punching into a thick flange is obtained.
  • the critical stress intensity factor K IC obtained by taking the stress axis to be parallel to the rolling direction and testing in accordance with ASTM E399 is 35 MPa ⁇ m 1/2 or more.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.001 to 0.020%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.00%, P : 0.04% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.100%, Cr: 10.0 to 19.0%, Ni: 0.65 to 1.50%, Ti: 0.10 to 0.40%, N: 0.001 to 0.020%, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the critical stress intensity factor K IC is 35 MPa ⁇ m 1 / 2 or more.
  • the critical stress intensity factor K IC was obtained by collecting CT specimens in accordance with ASTM E399 from the center of the plate width so that the fatigue precrack is in the direction perpendicular to the rolling and the stress axis is in the direction parallel to the rolling, and in accordance with ASTM E399. Refers to the stress intensity factor obtained by testing.
  • the present inventors used various ferritic stainless steel plates with a thickness of 5.0 mm to cause cracks when forming 30 mm ⁇ flange hole portions into flanges having a burring portion that lifts 10 mm from the blank steel plate surface.
  • the cause was examined in detail. As a result, it was found that in the above-described steel plate in which cracking occurred, the micro crack generated in the vicinity of the central portion of the punched end face significantly progressed in the burring process, so that cracking occurred.
  • the present inventors examined in detail the relationship between the remarkable progress of the microcracks and the material properties. As a result, it was found that the development of microcracks tends to occur as the critical stress intensity factor of the steel sheet decreases. Therefore, as a result of attempts to form the flange using various ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel plates (thickness 5.0 mm), cracks due to the development of microcracks are limited stress intensity factors obtained by a predetermined measurement method. Has been found to be particularly likely to occur in a steel sheet having a thickness of less than 35 MPa ⁇ m 1/2 .
  • the present inventors have investigated in detail the cracked portion of the steel sheet in order to clarify the cause of the small critical stress intensity factor of the steel sheet that has cracked during forming on the flange. As a result, it was found that in the steel plate in which cracks occurred, the cracks generated in the vicinity of the center portion of the punched end face significantly progressed at the grain boundary in the vicinity of the center portion of the plate thickness.
  • a crystal grain has a crystal orientation different from that of an adjacent crystal grain, and when a crack propagates on the grain boundary, a grain boundary having a different orientation functions as an obstacle to crack propagation.
  • the crystal orientations of adjacent crystal grains are almost equal in the colony, the effect of suppressing crack propagation due to the grain boundary between the crystal grains in the colony becomes small. Thereby, in the steel plate in which the colony was formed, the critical stress intensity
  • the present inventors diligently studied a method for improving the critical stress intensity factor in a ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet.
  • Hot rolling is performed at a temperature of 600% to 1100 ° C. on the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling under a condition that the sheet thickness before starting rolling of the pass) ⁇ 100 [%]) is 25% or more.
  • K IC critical stress intensity factor
  • the thickness of the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet of the present invention is not particularly limited, but it is desirable that the thickness be applicable to a thick flange.
  • the plate thickness is preferably 5.0 mm or more. More preferably, it is 9.0 mm or more. About an upper limit, 15.0 mm or less is preferable. More preferably, it is 10.0 mm or less.
  • Coarse and expanded colonies are distributed along the casting direction in the central portion of the thickness of the slab before hot rolling of the ferritic stainless steel.
  • the steel plate deforms from the surface layer portion and extends. For this reason, when the rolling reduction is small, the amount of deformation in the central portion of the plate thickness is small, and almost no rolling strain is introduced into the central portion of the plate thickness.
  • ferritic stainless steel hardly undergoes dynamic recrystallization in hot rolling, and tends to cause recovery of processing strain due to rolling. Therefore, in the hot rolling according to the conventional technique, excessive recovery of the working strain introduced by rolling occurs, and the working strain cannot be effectively maintained until after hot rolling. As a result, the recrystallization sites become insufficient, the colonies are not effectively destroyed in the subsequent hot-rolled sheet annealing, and the predetermined critical stress intensity factor K IC cannot be obtained.
  • the present inventors diligently studied an effective method for reducing colonies remaining after hot-rolled sheet annealing from both the steel component and hot rolling methods.
  • the steel components, particularly Cr and Ni contents are controlled within an appropriate range to generate a predetermined amount of austenite phase in the hot rolling process, and the final three passes of finish hot rolling in the hot rolling process. It was found that it was effective to perform rolling at a large cumulative reduction ratio while controlling in an appropriate temperature range.
  • the Cr content is in the range of 10.0 to 19.0% and the Ni content is in the range of 0.65 to 1.50% so that an austenite phase is generated during heating before hot rolling.
  • the temperature of the final three passes of finishing hot rolling consisting of 3 passes or more is 800 to 1100 ° C.
  • Hot-rolled sheet annealing is a process of recrystallizing a processed structure formed by hot rolling. Therefore, it is necessary to perform annealing at a temperature at which sufficient recrystallization occurs.
  • hot-rolled sheet annealing is performed at an excessively high temperature, recrystallization occurs but recrystallized grains become extremely coarse.
  • this remarkably coarse recrystallized grain is an independent single crystal grain, the grain boundary length becomes remarkably long. For this reason, as in the case where the colonies existed, it was found that the effect of suppressing crack propagation due to grain boundaries having different orientations was reduced, and a predetermined limit stress intensity factor could not be obtained.
  • the present inventors investigated in detail the relationship between the recrystallized grain size and the annealing temperature. As a result, it has been found that by suppressing the hot-rolled sheet annealing temperature to 1100 ° C. or less, the formation of coarse recrystallized grains is suppressed, thereby obtaining a good limit stress intensity factor.
  • the C content is in the range of 0.001 to 0.020%.
  • the lower limit is preferably 0.003% or more, more preferably 0.004% or more.
  • About an upper limit Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.012% or less.
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Si has an effect of concentrating on an oxide film formed at the time of welding to improve the corrosion resistance of the welded portion, and is also an element useful as a deoxidizing element in the steel making process. These effects are obtained by containing 0.05% or more of Si, and the effect increases as the content increases. However, if Si is contained in excess of 1.00%, the rolling load increases in the hot rolling process and a significant scale is generated. In the annealing process, the pickling property decreases due to the formation of the Si concentrated layer on the steel sheet surface layer. Respectively, which causes an increase in surface defects and an increase in manufacturing cost. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 1.00%.
  • the lower limit is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the upper limit is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00% Mn has the effect of increasing the strength of the steel and also acts as a deoxidizer. In order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.05% or more of Mn. However, if the Mn content exceeds 1.00%, precipitation of MnS, which is a starting point of corrosion, is promoted, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 1.00%.
  • the lower limit is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the upper limit is preferably 0.60% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • P 0.04% or less
  • P is an element inevitably contained in steel. However, it is preferably reduced as much as possible because it is an element harmful to corrosion resistance and workability. In particular, when the P content exceeds 0.04%, workability is remarkably lowered due to solid solution strengthening. Therefore, the P content is 0.04% or less. Preferably, the P content is 0.03% or less. In order to reduce the P content excessively, an excessive production cost is required. Therefore, considering the production cost, the P content is preferably 0.01% or more.
  • S 0.01% or less S is an element inevitably contained in steel like P. However, it is preferably reduced as much as possible because it is an element harmful to corrosion resistance and workability. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the corrosion resistance significantly decreases. Therefore, the S content is 0.01% or less. Preferably, the S content is 0.008% or less. More preferably, the S content is 0.003% or less. In addition, since excessive manufacturing cost is required to reduce the S content excessively, the S content is preferably 0.001% or more in consideration of the manufacturing cost.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al is an effective deoxidizer. Furthermore, since Al has a stronger affinity for nitrogen than Cr, when nitrogen penetrates into the weld zone, it has the effect of precipitating nitrogen by precipitating nitrogen as Al nitride instead of Cr nitride. These effects can be obtained by containing 0.001% or more of Al. However, it is not preferable to contain Al exceeding 0.100% because the penetration property during welding is lowered and the welding workability is lowered. Therefore, the Al content is in the range of 0.001 to 0.100%.
  • the lower limit is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more.
  • the upper limit is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • Cr 10.0-19.0% Cr is the most important element for ensuring the corrosion resistance of stainless steel. If the content is less than 10.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained in an automobile exhaust gas atmosphere. On the other hand, when Cr is contained exceeding 19.0%, even if a predetermined amount of Ni is contained, a predetermined amount of austenite phase is not generated during heating in the hot rolling process, so that a sufficient colony destruction effect is obtained. Therefore, a predetermined critical stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the Cr content is in the range of 10.0 to 19.0%.
  • the lower limit is preferably 10.5% or more, more preferably 11.0% or more.
  • the upper limit is preferably 16.5% or less, more preferably 12.5% or less, and further preferably 11.5% or less.
  • Ni 0.65 to 1.50%
  • Ni is an austenite generating element and has an effect of increasing the amount of austenite generated during heating before rolling in the hot rolling process.
  • an austenite phase is generated during heating in the hot rolling process.
  • the formation of the austenite phase destroys the ferrite phase colonies formed during casting.
  • the metal structure becomes a two-phase structure of ferrite phase + austenite phase at the heating temperature before hot rolling.
  • the hot phase rolling process is performed because the heterogeneous interface between the ferrite phase present before heating and the austenite phase generated during heating functions as an obstacle to grain growth.
  • the previous metal structure becomes finer.
  • the metal structure after hot rolling and after the hot-rolled sheet annealing in the next process is refined, and a further excellent toughness improving effect can be expressed.
  • the metal structure may become an austenite single phase at the heating temperature before hot rolling, but the austenite phase may also be changed in the same manner as described above when the metal structure at the heating temperature becomes an austenite single phase structure.
  • the austenite phase is less susceptible to grain coarsening in the slab heating temperature range before hot rolling, and the microstructure before hot rolling is higher than that of ferritic stainless steel based on the prior art.
  • the toughness improving effect can be obtained by making the crystal grains finer. These effects can be obtained by containing Ni in an amount of 0.65% or more.
  • the Ni content When the Ni content is 0.65% or more, a critical stress intensity factor of 35 MPa ⁇ m 1/2 or more can be obtained by these effects. On the other hand, if the Ni content exceeds 1.50%, the improvement effect of the limit stress intensity factor is saturated and the workability is lowered. Furthermore, stress corrosion cracking is likely to occur. Therefore, the Ni content is set to 0.65 to 1.50%.
  • the lower limit is preferably 0.70% or more, more preferably 0.75% or more.
  • the upper limit is preferably 1.00% or less, and more preferably the Ni content is 0.90% or less.
  • Ti 0.10 to 0.40%
  • Ti is an extremely important element. Ti preferentially binds to C and N, suppresses the precipitation of Cr carbonitride, lowers the recrystallization temperature, and suppresses the decrease in corrosion resistance due to sensitization due to the precipitation of Cr carbonitride. is there. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.10% or more of Ti. However, if the Ti content exceeds 0.40%, the solid solution Ti amount increases excessively, so the recrystallization temperature rises conversely, and the technique of the present invention cannot be applied. In addition, if Ti content exceeds 0.40%, coarse Ti carbonitrides are produced in the casting process and cause surface defects, which is not preferable in production.
  • the Ti content is set to 0.10 to 0.40%.
  • the lower limit is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more. Even more preferably, it is 0.25% or more.
  • the upper limit is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less. In view of corrosion resistance of the welded portion, it is preferable that the Ti content satisfy the formula: Ti / (C + N) ⁇ 8 (Ti, C, and N in the formula are the contents (mass%) of each element). .
  • N 0.001 to 0.020%
  • the workability and the corrosion resistance of the welded portion are significantly reduced. From the viewpoint of corrosion resistance, the lower the N content, the better.
  • reducing the N content to less than 0.001% requires refining for a long time, which is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost and a decrease in productivity. . Therefore, the N content is in the range of 0.001 to 0.020%.
  • the lower limit is preferably 0.005% or more, more preferably 0.007% or more.
  • the upper limit is preferably 0.015% or less, more preferably 0.012% or less.
  • the present invention is a ferritic stainless steel characterized in that it contains the above-mentioned essential components and the balance consists of Fe and inevitable impurities. Furthermore, as required, one or more selected from Cu, Mo, W and Co, or / or one selected from V, Nb, Zr, REM, B, Mg and Ca. Or 2 or more types can be contained in the following range. In addition, when there is a lower limit in the following range, the effect of the present invention is not harmed even if it contains the following element below the lower limit. Inevitable impurities.
  • Cu 0.01 to 1.00%
  • Cu is an element particularly effective for improving the corrosion resistance of the base material and the welded part when an aqueous solution or weakly acidic water droplets adhere. This effect is obtained when the content is 0.01% or more, and the effect increases as the Cu content increases. However, when Cu is contained exceeding 1.00%, hot workability may be reduced and surface defects may be induced. In addition, descaling after annealing may be difficult. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably in the range of 0.01 to 1.00%.
  • the lower limit is more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.30% or more.
  • the upper limit is more preferably 0.60% or less, and still more preferably 0.45% or less.
  • Mo 0.01-2.00% Mo is an element that remarkably improves the corrosion resistance of stainless steel. This effect is obtained when the content is 0.01% or more, and the effect improves as the content increases. However, if the Mo content exceeds 2.00%, the rolling load at the time of hot rolling increases, and the manufacturability may decrease, or the steel sheet strength may increase excessively. Moreover, since Mo is an expensive element, a large content increases the manufacturing cost. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.01 to 2.00%.
  • the lower limit is more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.30% or more.
  • the upper limit is more preferably 1.40% or less, and still more preferably 0.90% or less.
  • W 0.01-0.20% W, like Mo, has the effect of improving corrosion resistance. This effect is obtained by containing 0.01% or more of W. However, if it exceeds 0.20% and W is contained, the strength increases, and the productivity may decrease due to an increase in rolling load. Therefore, when W is contained, the W content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%. More preferably, the lower limit is 0.05% or more. More preferably, the upper limit is 0.15% or less.
  • Co 0.01-0.20%
  • Co is an element that improves toughness. This effect is obtained by containing 0.01% or more of Co. On the other hand, if the Co content exceeds 0.20%, workability may be reduced. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%.
  • V 0.01-0.20%
  • V forms carbonitride with C and N, suppresses the precipitation of Cr carbonitride, and improves the corrosion resistance of the weld. This effect is obtained when the V content is 0.01% or more.
  • the V content is preferably 0.01 to 0.20%. More preferably, the lower limit is 0.02% or more. More preferably, the upper limit is 0.10% or less.
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Nb has the effect of improving the toughness of the steel sheet by refining crystal grains and dissolving in the matrix. These effects are obtained when the Nb content is 0.01% or more.
  • Nb also has an effect of increasing the recrystallization temperature.
  • the annealing temperature necessary for causing sufficient recrystallization by hot-rolled sheet annealing becomes excessively high.
  • recrystallization grains become significantly coarser as the crystal grain size reaches 300 ⁇ m or more during annealing, making it impossible to obtain a predetermined critical stress intensity factor. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably in the range of 0.01 to 0.10%. More preferably, the lower limit is 0.02% or more. More preferably, the upper limit is 0.08% or less.
  • Zr 0.01-0.20% V forms carbonitride with C and N, suppresses the precipitation of Cr carbonitride, and improves the corrosion resistance of the weld. This effect is obtained by containing 0.01% or more of Zr. On the other hand, if the Zr content exceeds 0.20%, the workability may be significantly reduced. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably in the range of 0.01 to 0.20%. More preferably, the lower limit is 0.03% or more. More preferably, the upper limit is 0.10% or less.
  • REM 0.001 to 0.100% REM (Rare Earth Metals) has the effect of improving the oxidation resistance, suppresses the formation of an oxide film (weld temper collar) in the welded part, and suppresses the formation of a Cr-deficient region immediately below the oxide film, thereby providing a welded part. Improve the corrosion resistance. This effect is acquired by containing REM 0.001% or more. On the other hand, when it contains REM exceeding 0.100%, productivity, such as pickling at the time of cold rolling annealing, may be reduced. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably in the range of 0.001 to 0.100%. More preferably, the lower limit is 0.005% or more. More preferably, the upper limit is 0.050% or less.
  • B 0.0002 to 0.0025%
  • B is an element effective for improving secondary work embrittlement resistance after deep drawing. This effect is obtained by making the B content 0.0002% or more.
  • the B content is preferably in the range of 0.0002 to 0.0025%. More preferably, the lower limit is 0.0003% or more. More preferably, the upper limit is 0.0006% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0030%
  • Mg is an element that improves the equiaxed crystal ratio of the slab and is effective in improving workability and toughness. Further, in the steel containing Ti as in the present invention, when Ti carbonitride becomes coarser, the toughness decreases, but Mg also has an effect of suppressing the coarsening of Ti carbonitride. These effects can be obtained by containing 0.0005% or more of Mg. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.0030%, the surface properties of the steel may be deteriorated. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably in the range of 0.0005 to 0.0030%. More preferably, the lower limit is 0.0010% or more. More preferably, the upper limit is 0.0020% or more.
  • Ca 0.0003 to 0.0030%
  • Ca is an effective component for preventing nozzle clogging due to crystallization of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. The effect is acquired by containing 0.0003% or more of Ca. However, if the Ca content exceeds 0.0030%, the corrosion resistance may decrease due to the formation of CaS. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably in the range of 0.0003 to 0.0030%.
  • the lower limit is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0006% or more.
  • the upper limit is more preferably 0.0015% or less, and still more preferably 0.0010% or less.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet of the present invention uses a steel slab having the above composition, and in hot rolling consisting of rough rolling and finishing rolling of three or more passes, the final three passes of finishing rolling are performed at a temperature of By carrying out the conditions at 800 to 1100 ° C. and a cumulative rolling reduction of the final three passes of 25% or more to obtain a hot-rolled steel sheet, and further subjecting the hot-rolled steel sheet to hot-rolled sheet annealing at 600 to 1100 ° C. can get.
  • the molten steel having the above component composition is melted by a known method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace or the like, and a steel material (slab) is obtained by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the slab is heated at 1050 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly subjected to hot rolling as it is cast without heating.
  • hot rolling there is no particular limitation for rough rolling.
  • the cast structure is effectively destroyed before finish hot rolling, it is superior to refinement of crystal grains in subsequent finish hot rolling.
  • the sheet is rolled to a predetermined plate thickness by finish hot rolling, but the final three passes of finish rolling are performed in a temperature range of 800 to 1100 ° C., and the cumulative reduction ratio is 25% or more.
  • Rolling temperature range for the final 3 passes 800-1100 ° C Cumulative rolling reduction of the final three passes: 25% or more Although the coarse cast structure is destroyed in the rough rolling before the finish rolling, the crystal grains of the structure are extremely coarse. In order to obtain a predetermined critical stress intensity factor after hot-rolled sheet annealing, it is possible to control the final three-pass rolling temperature and the cumulative reduction ratio, while suppressing the recovery of strain during rolling, particularly the sheet thickness. It is necessary to effectively apply rolling strain to the central portion.
  • the rolling process is a process for reducing the thickness of the steel sheet by shearing the steel sheet.
  • the amount of shear strain in rolling decreases from the surface layer toward the center of the plate thickness. Therefore, when the rolling reduction is small, a large rolling strain is applied in the vicinity of the steel sheet surface layer, while the amount of rolling strain applied to the central portion of the plate thickness is small.
  • the rolling strain becomes a recrystallization site in the next process, hot-rolled sheet annealing.
  • the rolling temperature of the final three passes is set in the range of 800 to 1100 ° C., and the cumulative of the final three passes.
  • the cumulative reduction ratio of the final three passes is set to 25% or more.
  • the cumulative rolling reduction is 30% or more. More preferably, the cumulative rolling reduction is 35% or more.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited, but if the cumulative rolling reduction is excessively increased, the rolling load increases and the productivity decreases, and surface roughness may occur after rolling. It is preferable to do.
  • the rolling temperature of the final three passes is less than 800 ° C.
  • the rolling load increases remarkably as the steel plate temperature decreases, which is not preferable for production. Further, rolling at a low temperature may cause the surface roughness of the steel sheet to deteriorate the surface quality.
  • the rolling temperature of the final three passes exceeds 1100 ° C., recovery of strain imparted by rolling occurs, and the recrystallization sites after the hot-rolled sheet annealing in the next step are insufficient. It remains, and a predetermined critical stress intensity factor cannot be obtained. Therefore, the rolling temperature for the final three passes is in the range of 800 to 1100 ° C. About a minimum, Preferably it is 850 ° C or more. The upper limit is preferably 1050 ° C. or lower, more preferably 1000 ° C. or lower.
  • the rolling temperature in the final three passes means the rolling end temperature, and the rest means the rolling start temperature.
  • the rolling temperature range of the first pass of the final three passes is 950 to 1100 ° C., which is performed next to the first pass.
  • the rolling temperature range of the second pass is preferably 925 to 1075 ° C.
  • the rolling temperature range of the third pass performed after the second pass is preferably 875 to 1050 ° C.
  • the method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet according to the present invention is characterized in that a large reduction is applied after controlling the temperature range in the final three passes of finishing hot rolling consisting of three or more passes. If rolling with a large reduction is performed over the final four passes or more, even if the cumulative reduction rate is the same, the reduction rate will be distributed to each pass, so the strain applied to the center of the plate thickness will be insufficient, and each pass Since the accumulated conveyance time increases, recovery during conveyance between each pass is promoted, and the effect of imparting strain is reduced.
  • the rolling temperature and the cumulative reduction ratio of the finish rolling are controlled to the final two passes or less, the rolling load is significantly increased and the productivity is lowered because the large reduction with the cumulative reduction ratio of 25% or more is performed in two passes. This is not preferable. Therefore, in the method for producing a ferritic stainless steel hot-rolled steel sheet according to the present invention, the rolling temperature and cumulative rolling reduction of the final three passes of finish rolling are controlled.
  • the rolling temperature and the cumulative reduction ratio of the final three passes may be performed.
  • the maximum number of passes is greater than 15 passes, the steel plate temperature is likely to decrease due to an increase in the number of contacts with the rolling roll, and heating from the outside is required to maintain the steel plate temperature within a predetermined temperature range.
  • the maximum number of passes is preferably set to 15 or less because there may be a decrease in manufacturability or an increase in manufacturing cost. More preferably, the maximum number of paths is 10 paths or less.
  • the steel sheet After finishing hot rolling, the steel sheet is cooled, and then the steel sheet is wound to form a hot-rolled steel strip.
  • the coiling temperature is not particularly limited, but when the coiling temperature is more than 450 to less than 500 ° C., embrittlement due to 475 ° C. embrittlement may occur. Therefore, the winding temperature is preferably 450 ° C. or lower or 500 ° C. or higher.
  • Hot-rolled sheet annealing temperature 600-1100 ° C
  • hot-rolled sheet annealing is performed after the hot rolling step.
  • the rolled structure formed in the hot rolling process is recrystallized.
  • the rolling strain is effectively applied in the hot rolling process, and the recrystallization sites are increased, thereby promoting the destruction of colonies in the hot-rolled sheet annealing.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature is in the range of 600 to 1100 ° C.
  • a lower limit Preferably it is 650 degreeC or more. More preferably, it is 700 ° C. or higher.
  • About an upper limit Preferably it is 1050 degrees C or less, More preferably, it is 900 degrees C or less.
  • maintenance time and method of hot-rolled sheet annealing You may implement by any of box annealing (batch annealing) and continuous annealing.
  • the obtained hot-rolled annealed steel sheet may be descaled by shot blasting or pickling as necessary. Furthermore, in order to improve the surface properties, grinding or polishing may be performed. In addition, the hot-rolled annealed steel sheet provided by the present invention may be subsequently subjected to cold rolling and cold-rolled sheet annealing.
  • a molten stainless steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted by refining a converter with a capacity of 150 ton and strong stirring and vacuum oxygen decarburization (SS-VOD), and a steel slab having a width of 1000 mm and a thickness of 200 mm by continuous casting. did. No. Except for 36, the slab was heated at 1150 ° C. for 1 hr, and then hot-rolled by reverse rough rolling using a three-stage stand to obtain a steel plate having a thickness of about 40 mm, and then the final 3 of the final rolling consisting of 7 passes. Passes (5th pass, 6th pass, 7th pass) were performed under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets. No. No.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing by box annealing under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled annealed sheet. Note that the thickness at the end of the seventh pass is the thickness of the hot-rolled steel plate. The following evaluation was performed about the obtained hot-rolled annealing steel plate.
  • Photograph the surface of the specimen to be evaluated after 5 cycles of the salt spray cycle test measure the rusting area of the specimen surface by image analysis, and determine the rusting rate (( The rusting area in the test piece / the total area of the test piece) ⁇ 100 [%]) was calculated.
  • a rusting rate of 10% or less was evaluated as being particularly excellent with respect to corrosion resistance ()), more than 10% being 25% or less, passing (O), and more than 25% being rejecting (X).
  • test results are shown in Table 2 together with hot rolling and hot rolled sheet annealing conditions.
  • the steel components, hot rolling conditions and hot rolled sheet annealing conditions satisfy the scope of the present invention as shown in No. 2 in Table 2.
  • a predetermined critical stress intensity factor was obtained as a result of the colony being effectively destroyed by predetermined hot rolling and hot-rolled sheet annealing.
  • corrosion resistance of the obtained hot-rolled annealed plates it was confirmed that all had a rusting rate of 25% and sufficient corrosion resistance.
  • No. No. 36 is an example in which the slab is heated at 1300 ° C. for 1 h and then subjected to hot rolling, and the rolling temperature range of the final three passes of finish hot rolling is all over 1100 ° C. No. 36, since the recovery of processing strain occurred during the final three-pass rolling and the introduction of recrystallization sites became insufficient, the colony destruction effect due to hot-rolled sheet annealing was insufficient, The critical stress intensity factor was not obtained.
  • No. of the rolling temperature range for the final 3 passes is less than the range of the present invention for all 3 passes.
  • the rolling load increased remarkably, and the rolling exceeded the allowable range when the final third pass was rolled, so the rolling could not be completed and the predetermined evaluation could not be performed.
  • No. No. of hot-rolled sheet annealing temperature is below the range of the present invention. In 50, since recrystallization was insufficient, a sufficient colony destruction effect could not be obtained, and a predetermined critical stress intensity factor could not be obtained.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet obtained by the present invention is particularly suitable for applications requiring high workability and corrosion resistance, such as a flange having a burring portion.

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Abstract

十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をする際の割れを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１０．０～１９．０％、Ｎｉ：０．６５～１．５０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが３５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板とする。

Description

フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
　本発明は、フランジ等への適用に好適な加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、自動車における排気ガスに関する法規制の強化が進んでおり、燃費の向上が急務となっている。そこで、自動車エンジンから生じた排気ガスを再度エンジンの吸気として用いる排気ガス再循環（Ｅｘｈａｕｓｔ　Ｇａｓ　Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムの適用が進んでいる。エンジンから生じた排気ガスは、ガス温度を下げるためのＥＧＲクーラーを通過した後に再度エンジンに供給される。排気ガスを循環させるにあたって、各排気系部品はガスの漏洩を防ぐためにフランジを介して締結される。このような排気系部品に適用されるフランジは十分な剛性を有する必要がある。このことから、このような排気系部品には厚肉（例えば板厚で５ｍｍ以上）のフランジが適用されている。
　従来、厚肉のフランジには普通鋼が用いられてきた。しかし、ＥＧＲシステムのような高温の排気ガスが通過する部品に適用するフランジには十分な耐食性が求められる。そのため、普通鋼に比べて耐食性に優れるステンレス鋼、特に熱膨張率が比較的小さく熱応力が発生しにくいフェライト系ステンレス鋼の適用が検討されており、厚肉のフランジに適用可能な板厚の大きい（例えば板厚で５ｍｍ以上）フェライト系ステンレス鋼板が強く求められている。
　このような市場要求に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０１～０．４％、Ｍｎ：０．０１～０．８％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４．０～１８．０％未満、Ｎｉ：０．０５～１％、Ｎｂ：０．３～０．６％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００２～０．００２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、Ｎｂ、ＣおよびＮの含有量がＮｂ／（Ｃ＋Ｎ）≧１６を満たし、０℃におけるシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以上であり、板厚が５．０～９．０ｍｍであるフェライト系ステンレス熱延鋼板が開示されている。
国際公開第２０１４／１５７５７６号
　しかし、本発明者らが特許文献１に記載されるフェライト系ステンレス熱延鋼板を用いてバーリング加工部を有する厚肉のフランジ形状への加工を試みたところ、上記の鋼板が十分なシャルピー衝撃値を有していたにも関わらず、バーリング加工部の特に板厚中央部に割れが生じ、所定のフランジ形状を得ることができない場合があり、厚肉のフランジに適用するには十分ではないことが明らかとなった。
　本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をする際の割れを抑制可能なフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために詳細な検討を行った結果、割れを発生させることなくバーリング加工部を有する厚肉のフランジへ加工するためには、鋼板の限界応力拡大係数ＫＩＣを大きくすれば良いことを知見した。具体的には、限界応力拡大係数ＫＩＣを３５ＭＰａ・ｍ１／２以上にすることで、バーリング加工部を有する厚肉フランジへ加工する際のバーリング加工部での割れの発生を効果的に抑制することができ、バーリング加工部を有する厚肉のフランジへ十分に実用化できることを知見した。
　そして、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、特に３パス以上の多パスからなる仕上熱間圧延における最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を適切に制御して得られた熱延鋼板に対して、適切な温度で熱延板焼鈍を行うことにより、限界応力拡大係数ＫＩＣが向上することを知見した。本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１０．０～１９．０％、Ｎｉ：０．６５～１．５０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが３５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
　［２］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｗ：０．０１～０．２０％、Ｃｏ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
　［３］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００２～０．００２５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
　［４］［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、３パス以上の仕上圧延を行う熱間圧延工程と、該熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を６００℃～１１００℃で熱延板焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を有し、前記熱間圧延工程において、仕上圧延の最終３パスを、温度を８００～１１００℃且つ前記最終３パスの累積圧下率を２５％以上とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
　ここで、限界応力拡大係数ＫＩＣは、板幅中央部からＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる応力拡大係数のことを指す。
　本発明によれば、十分な耐食性を有するとともに、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をする際の割れを抑制可能な靭性に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板が得られる。
　なお、本発明における十分な耐食性とは、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした鋼板にＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験（塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈｒ）→乾燥（６０℃、４ｈｒ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈｒ、相対湿度≧９５％））を１サイクルとする試験）を５サイクル行った場合の鋼板表面における発錆面積率（＝発錆面積／鋼板全面積×１００［％］）が２５％以下であることを意味する。
　また、厚肉のフランジへの打ち抜き加工をする際の割れを抑制可能な靭性に優れるとは、板幅中央部から、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる限界応力拡大係数ＫＩＣが３５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることを指す。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１０．０～１９．０％、Ｎｉ：０．６５～１．５０％、Ｔｉ：０．１０～０．４０％、Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、限界応力拡大係数ＫＩＣが３５ＭＰａ・ｍ１／２以上である。
　限界応力拡大係数ＫＩＣは、板幅中央部からＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取し、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して試験することにより得られる応力拡大係数のことを指す。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　本発明者らは、板厚５．０ｍｍの各種フェライト系ステンレス鋼板を用いて、３０ｍｍφのフランジ孔部をブランクままの鋼板表面から１０ｍｍ持ち上げるバーリング加工部を有するフランジへ成形した際に割れが発生した原因について詳細に検討した。その結果、割れが発生した上記の鋼板では、打ち抜き端面の板厚中央部近傍に生じた微小亀裂がバーリング加工において著しく進展したために割れが生じていることを突き止めた。
　本発明者らは、この微小亀裂の著しい進展と材料特性の関係を詳細に検討した。その結果、微小亀裂の進展は鋼板の限界応力拡大係数が小さいほど生じやすい傾向があることを突き止めた。そこで、種々のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板（板厚５.０ｍｍ）を用いて該フランジへの成形を試みた結果、微小亀裂の進展による割れは、所定の測定方法で得られる限界応力拡大係数が３５ＭＰａ・ｍ１／２を下回った鋼板で特に生じやすいことを知見した。
　さらに、本発明者らは、該フランジへの成形時に割れが生じた鋼板の限界応力拡大係数が小さい原因を明らかにするため、上記の鋼板の割れ部を詳細に調査した。その結果、割れが生じた鋼板では、打ち抜き端面の板厚中央部近傍に発生した亀裂が板厚中央部近傍の結晶粒界において著しく進展していることを突き止めた。
　そして、上記の鋼板の組織をＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により調査・解析した結果、亀裂が著しく進展した部位の結晶粒は、それぞれが独立した結晶粒ではあるものの、隣接する結晶粒とほぼ同じ結晶方位を有する、いわゆるコロニー（類似結晶方位を有する結晶粒群）を形成していることを突き止めた。一般に、結晶粒は隣接する結晶粒と異なる結晶方位を有しており、亀裂が粒界上を進展するに際して方位の異なる粒界が亀裂進展の障害として機能する。しかし、コロニーでは隣接する結晶粒の結晶方位がほぼ等しいために、コロニー内の各結晶粒間の粒界による亀裂進展の抑制効果が小さくなる。これにより、コロニーが形成されている鋼板では限界応力拡大係数が低下し、該フランジへの成形時に割れが生じたことを突き止めた。
　そこで、本発明者らは、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板において限界応力拡大係数を向上させる手法について鋭意検討した。その結果、適切な成分のフェライト系ステンレス鋼を、多パスからなる仕上圧延の最終３パスの温度が８００～１１００℃、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）が２５％以上の条件で熱間圧延し、得られた熱延鋼板に対して、６００℃～１１００℃で熱延板焼鈍を行うことにより、コロニーが効果的に破壊され、３５ＭＰａ・ｍ１／２以上の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られることを知見した。
　なお、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の板厚は特に限定されないが、厚肉のフランジに適用できる板厚であることが望ましいた。下限について、板厚は５．０ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは９．０ｍｍ以上である。上限については、１５．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは１０．０ｍｍ以下である。
　上記手法によりコロニーの破壊が促進される理由について以下に説明する。
　フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延前のスラブの板厚中央部には、粗大かつ展伸したコロニー（類似結晶方位を有する結晶粒群）が鋳造方向に沿って連なって分布している。一方、鋼板を圧延した場合、鋼板は表層部から変形して伸長する。そのため、圧下率が小さい場合には板厚中央部の変形量が小さくなり、板厚中央部に圧延ひずみがほとんど導入されない。その結果、従来技術による熱間圧延では、鋼板の板厚中央部の展伸粒に圧延ひずみが十分に導入されず、その後の熱延板焼鈍における再結晶サイトが不足し、熱延板焼鈍時に板厚中央付近では再結晶は生じるもののコロニーが分断されずに残存しやすく、本発明が必要とする３５ＭＰａ・ｍ１／２以上の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られない。
　さらに、フェライト系ステンレス鋼は熱間圧延において動的再結晶がほとんど生じず、圧延による加工ひずみの回復が生じやすい傾向がある。そのため、従来技術による熱間圧延では圧延によって導入された加工ひずみの過度な回復が生じて加工ひずみを熱間圧延後まで効果的に維持することができない。その結果、再結晶サイトが不十分となり次工程の熱延板焼鈍においてコロニーが効果的に破壊されず、所定の限界応力拡大係数ＫＩＣが得られない。
　そこで本発明者らは、熱延板焼鈍後に残存するコロニーを低減させるために有効な手法について、鋼成分および熱間圧延手法の両面から鋭意検討した。その結果、鋼成分、特にＣｒとＮｉの含有量を適切な範囲に制御して熱間圧延工程において所定量のオーステナイト相を生成させるとともに、熱間圧延工程における仕上熱間圧延の最終３パスを適切な温度範囲に管理したうえで大きな累積圧下率で圧延を行うことが有効であることを知見した。
　これにより、鋳造時に形成されたコロニーをオーステナイト相の生成によって破壊するとともに、熱間圧延においては圧延加工ひずみの回復を抑制しつつ、圧延加工ひずみが板厚の中央部まで十分にかつ効果的に導入することが可能となる。これにより、熱間圧延後に残存する鋳造時に形成されたコロニーが従来技術よりも格段に少なく、かつ次工程の熱延板焼鈍における再結晶サイトとなる圧延加工ひずみを十分に残した熱延板組織を得ることができる。その結果、次工程の熱延板焼鈍においてコロニーが一層効果的に解消され、優れた限界応力拡大係数が得られる。
　具体的には、熱間圧延前の加熱時にオーステナイト相が生成するように、Ｃｒ含有量を１０．０～１９．０％、かつＮｉ含有量を０．６５～１．５０％の範囲となるように調整した鋼について、３パス以上からなる仕上熱間圧延の最終３パスを温度が８００～１１００℃、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）が２５％以上となるように適切に制御して熱間圧延を行うことを考案した。
　また、本発明者らは、次工程の熱延板焼鈍の好適な条件についても鋭意検討した。熱延板焼鈍は熱間圧延によって形成された加工組織を再結晶させる工程である。そのため、十分な再結晶が生じる温度で焼鈍を行う必要がある。しかし、過度な高温で熱延板焼鈍を行った場合、再結晶は生じるものの再結晶粒の著しい粗大化が生じる。この著しく粗大な再結晶粒は独立した単一の結晶粒であるが、粒界長さが著しく長くなる。このため、コロニーが存在していた場合と同様に方位の異なる粒界による亀裂進展の抑制効果が低下し、所定の限界応力拡大係数が得られなくなることを知見した。
　そこで、本発明者らは、再結晶粒の粒径と焼鈍温度の関係について詳細に調査した。その結果、熱延板焼鈍温度を１１００℃以下に抑えることによって、粗大な再結晶粒の生成が抑制され、それにより良好な限界応力拡大係数が得られることを見出した。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の成分組成について説明する。
以下、特に断らない限り、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．００１～０．０２０％
　Ｃを０．０２０％超えて含有すると、加工性の低下および溶接部の耐食性低下が顕著になる。Ｃ含有量が少ないほど耐食性および加工性の観点では好ましいが、Ｃ含有量を０．００１％未満にするためには精錬に時間がかかり製造上好ましくない。そのため、Ｃ含有量は０．００１～０．０２０％の範囲とする。下限について好ましくは、Ｃ含有量は０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上である。上限について、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　Ｓｉは溶接時に形成される酸化皮膜に濃縮して溶接部の耐食性を向上させる効果があるとともに、製鋼工程における脱酸元素としても有用な元素である。これらの効果は０．０５％以上のＳｉの含有により得られ、含有量が多いほどその効果は大きくなる。しかし、１．００％を超えてＳｉを含有すると、熱間圧延工程における圧延荷重の増大と顕著なスケールの生成、焼鈍工程においては鋼板表層でのＳｉ濃化層の形成による酸洗性の低下がそれぞれ生じ、表面欠陥の増加や製造コストの上昇を誘引するため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％とする。下限について好ましくは、０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。上限について好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　Ｍｎは鋼の強度を高める効果があり、また、脱酸剤としての作用もある。その効果を得るためには０．０５％以上のＭｎの含有が必要である。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０５～１．００％とする。下限について好ましくは、０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。上限について好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０４％を超えると固溶強化により加工性が顕著に低下する。よって、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３％以下である。なお、Ｐ含有量を過剰に低減するには、過大な製造コストを要するため、製造コストを考慮するとＰ含有量は０．０１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であるが、耐食性および加工性に対して有害な元素であるので可能な限り低減するのが好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０１％を超えると耐食性が顕著に低下する。よって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００３％以下である。なお、Ｓ含有量を過剰に低減するには、過大な製造コストを要するため、製造コストを考慮するとＳ含有量は０．００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは有効な脱酸剤である。さらに、Ａｌは窒素との親和力がＣｒよりも強いため、溶接部に窒素が侵入した場合に、窒素をＣｒ窒化物ではなくＡｌ窒化物として析出させて、鋭敏化を抑制する効果がある。これらの効果は、Ａｌを０．００１％以上含有することで得られる。しかし、０．１００％を超えるＡｌを含有すると、溶接時の溶け込み性が低下して溶接作業性が低下するので好ましくない。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％の範囲とする。下限について好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましくは、０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｃｒ：１０．０～１９．０％
　Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。その含有量が１０．０％未満では、自動車排気ガス雰囲気において十分な耐食性が得られない。一方、１９．０％を超えてＣｒを含有すると、所定量のＮｉを含有させたとしても、熱間圧延工程における加熱時に所定量のオーステナイト相が生成しないために十分なコロニー破壊効果が得られず、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、Ｃｒ含有量は１０．０～１９．０％の範囲とする。下限について好ましくは１０．５％以上、より好ましくは１１．０％以上である。上限について好ましくは１６．５％以下、より好ましくは１２．５％以下、さらに好ましくは１１．５％以下の範囲である。
　Ｎｉ：０．６５～１．５０％
　Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、熱間圧延工程における圧延加工前の加熱時に生成するオーステナイト量を増加させる効果がある。本発明においては、ＣｒおよびＮｉの含有量を所定量に制御することによって、熱間圧延工程における加熱時にオーステナイト相が生成する。このオーステナイト相の生成によって、鋳造時に形成されたフェライト相のコロニーが破壊される。また、熱間圧延前の加熱温度において金属組織がフェライト相＋オーステナイト相の二相組織となる。金属組織がフェライト相＋オーステナイト相の二相組織となった場合、加熱前に存在するフェライト相と加熱時に生成したオーステナイト相との異相界面が結晶粒成長の障害として機能するため、熱間圧延加工前の金属組織が微細化する。その結果、熱間圧延後および次工程の熱延板焼鈍後の金属組織が微細化して、一層優れた靭性改善効果を発現させることが可能となる。なお、鋼成分によっては熱間圧延前の加熱温度において金属組織がオーステナイト単相となる場合があるが、加熱温度における金属組織がオーステナイト単相組織となった場合にも上記と同様にオーステナイト相の生成によるコロニー破壊効果が得られるとともに、オーステナイト相は熱間圧延前のスラブ加熱温度域では結晶粒の粗大化が生じにくいため、熱間圧延前の金属組織は従来技術に基づくフェライト系ステンレス鋼よりも微細になり、上記と同様に結晶粒の微細化による靭性改善効果が得られる。これらの効果は、Ｎｉを０．６５％以上含有することで得られる。Ｎｉ含有量が０．６５％以上の場合、これらの効果により３５ＭＰａ・ｍ１／２以上の限界応力拡大係数を得ることができる。一方、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、限界応力拡大係数の改善効果が飽和するとともに加工性が低下する。さらには、応力腐食割れが発生しやすくなる。そのため、Ｎｉ含有量は０．６５～１．５０％とする。下限について好ましくは、０．７０％以上、より好ましくは０．７５％以上である。上限について好ましくは１．００％以下、さらに好ましくはＮｉ含有量は０．９０％以下である。
　Ｔｉ：０．１０～０．４０％
　本発明においてＴｉは極めて重要な元素である。ＴｉはＣおよびＮと優先的に結合して、Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制し、再結晶温度を低下させるとともにＣｒ炭窒化物の析出による鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには０．１０％以上のＴｉの含有が必要である。しかし、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると固溶Ｔｉ量が過度に増加するために再結晶温度が逆に上昇してしまい、本発明の技術を適用することができない。また、０．４０％超のＴｉの含有は、鋳造工程において粗大なＴｉ炭窒化物が生成し、表面欠陥を引き起こすため製造上も好ましくない。そのため、Ｔｉ含有量は０．１０～０．４０％とする。下限について好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。さらにより好ましくは０．２５％以上である。上限について好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。なお、溶接部耐食性の観点では式：Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧８（該式中のＴｉ、ＣおよびＮは各元素の含有量（質量％）である）を満たすＴｉ含有量とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００１～０．０２０％
　Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、加工性の低下および溶接部の耐食性の低下が顕著になる。耐食性の観点からＮ含有量は低いほど好ましいが、Ｎ含有量を０．００１％未満にまで低減するには長時間の精錬が必要となり、製造コストの上昇および生産性の低下を招くため好ましくない。よって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２０％の範囲とする。下限について好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００７％以上である。上限について好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
　本発明は、上記必須成分を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼である。さらに、必要に応じて、Ｃｕ、Ｍｏ、ＷおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２種以上、あるいは／さらに、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｂ、ＭｇおよびＣａのうちから選ばれる１種または２種以上を、下記の範囲で含有することができる。なお、下記の範囲において下限値がある場合に、その下限値未満で下記の元素を含有しても本発明の効果は害されないことから、下記の元素を下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物とする。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の母材および溶接部の耐食性を向上させるのに特に有効な元素である。この効果は０．０１％以上の含有により得られ、その効果はＣｕ含有量が多いほど高くなる。しかし、１．００％を超えてＣｕを含有すると、熱間加工性が低下して表面欠陥を誘引する場合がある。さらには焼鈍後の脱スケールが困難となる場合もある。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は０．０１～１．００％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。上限についてより好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．４５％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～２．００％
　Ｍｏはステンレス鋼の耐食性を顕著に向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られ、その効果は含有量が多いほど向上する。しかし、Ｍｏ含有量が２．００％を超えると、熱間圧延時の圧延負荷が大きくなり製造性が低下したり、鋼板強度の過度な上昇が生じたりする場合がある。また、Ｍｏは高価な元素であることから、多量の含有は製造コストを増大させる。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．０１～２．００％とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。上限についてより好ましくは１．４０％以下、さらに好ましくは０．９０％以下である。
　Ｗ：０．０１～０．２０％
　ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。この効果は０．０１％以上のＷの含有により得られる。しかし、０．２０％を超えてＷを含有すると強度が上昇し、圧延荷重の増大等による製造性の低下を招く場合がある。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０５％以上である。上限についてより好ましくは０．１５％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～０．２０％
　Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上のＣｏの含有によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．２０％を超えると加工性が低下する場合がある。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　ＶはＣおよびＮと炭窒化物を形成し、Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果はＶ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｖ含有量が０．２０％を超えると加工性および靭性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｖ含有量は０．０１～０．２０％とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０２％以上である。上限についてより好ましくは０．１０％以下である。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　Ｎｂは結晶粒を微細化させるとともに、母相中に固溶することにより鋼板の靭性を向上させる効果がある。これらの効果は０．０１％以上のＮｂの含有で得られる。一方、Ｎｂは再結晶温度を上昇させる効果もあり、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると熱延板焼鈍にて十分な再結晶を生じさせるために必要な焼鈍温度が過度に高温となって、焼鈍中に結晶粒径が最大で３００μｍ以上となるほどの再結晶粒の著しい粗大化が生じ、所定の限界応力拡大係数を得ることができなくなる場合がある。そのため、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量は０．０１～０．１０％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０２％以上である。上限についてより好ましくは０．０８％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．２０％
　ＶはＣおよびＮと炭窒化物を形成し、Ｃｒ炭窒化物の析出を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果は０．０１％以上のＺｒの含有により得られる。一方、０．２０％を超えてＺｒを含有すると加工性が顕著に低下する場合がある。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１～０．２０％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０３％以上である。上限についてより好ましくは０．１０％以下である。
　ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌｓ：希土類金属）は耐酸化性を向上させる効果があり、溶接部の酸化皮膜（溶接テンパーカラー）形成を抑制して酸化皮膜直下におけるＣｒ欠乏領域の形成を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果は、ＲＥＭを０．００１％以上含有することで得られる。一方、０．１００％を超えてＲＥＭを含有すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる場合がある。そのため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００１～０．１００％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．００５％以上である。上限についてより好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｂ：０．０００２～０．００２５％
　Ｂは深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。この効果はＢの含有量を０．０００２％以上にすることで得られる。一方、０．００２５％を超えてＢを含有すると加工性と靭性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２～０．００２５％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０００３％以上である。上限についてより好ましくは０．０００６％以下である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％
　Ｍｇはスラブの等軸晶率を向上させ、加工性や靭性の向上に有効な元素である。さらに、本発明のようにＴｉを含有する鋼においては、Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると靭性が低下するが、ＭｇはＴｉ炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。これらの効果は、０．０００５％以上のＭｇを含有することで得られる。一方で、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、鋼の表面性状を悪化させてしまう場合がある。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５～０．００３０％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．００１０％以上である。上限についてより好ましくは０．００２０％以上である。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果は０．０００３％以上のＣａを含有することで得られる。しかし、０．００３０％を超えてＣａを含有すると、ＣａＳの生成により耐食性が低下する場合がある。従って、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００３～０．００３０％の範囲とすることが好ましい。下限についてより好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。上限についてより好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法について説明する。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを用い、粗圧延および３パス以上の仕上げ圧延からなる熱間圧延において、仕上圧延の最終３パスの圧延を、温度が８００～１１００℃、且つ最終３パスの累積圧下率が２５％以上の条件で行い、熱延鋼板を得て、該熱延鋼板に対してさらに６００～１１００℃で熱延板焼鈍を行うことによって得られる。
　まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉および真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（スラブ）とする。
　このスラブを、１０５０～１２５０℃で１～２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延に供する。本発明では粗圧延については特に限定すべき点はないが、仕上熱間圧延前に鋳造組織を効果的に破壊しておいた場合、その後の仕上熱間圧延における結晶粒の微細化に優位に働くため、粗圧延における累積圧下率を６５％以上とすることが好ましい。その後、仕上熱間圧延により所定板厚まで圧延するが、仕上圧延の最終３パスの圧延を８００～１１００℃の温度範囲とし、累積圧下率を２５％以上として行う。
　最終３パスの圧延温度範囲：８００～１１００℃
　最終３パスの累積圧下率：２５％以上
　仕上げ圧延前の粗圧延において粗大な鋳造組織は破壊されているが、当該組織の結晶粒は著しく粗大である。熱延板焼鈍後に所定の限界応力拡大係数を得るためには、最終３パスの圧延の温度および累積圧下率を適切に制御することによって、圧延中のひずみの回復を抑制しつつ、特に板厚中央部へ圧延ひずみを効果的に付与する必要がある。
　板厚中央部へ圧延ひずみを効果的に付与する必要があるのは以下の理由による。圧延加工は鋼板をせん断変形させることによって鋼板の板厚を薄くする加工である。圧延加工におけるせん断ひずみ（以下　圧延ひずみと表記する）の量は表層から板厚中央に向かって小さくなる。そのため、圧下率が小さい場合には鋼板表層近傍に大きな圧延ひずみが付与される一方、板厚中央部へ付与される圧延ひずみの量は小さくなる。圧延ひずみは次工程である熱延板焼鈍における再結晶サイトとなる。しかし、板厚中央部へ付与される圧延ひずみ量が小さい場合、熱延板焼鈍時の板厚中央部における再結晶が不十分となり、熱延板焼鈍鋼板の金属組織が板厚方向に不均一となり、所定の限界応力拡大係数が得られない。したがって、板厚中央部へ効果的に圧延ひずみを付与するためには、圧延を一定以上の圧下率で、かつ圧延ひずみの回復が生じるまでに行う必要がある。
　次工程である熱延板焼鈍において所定の金属組織を得るために十分な再結晶サイトを導入するためには、最終３パスの圧延温度を８００～１１００℃の範囲とし、かつ最終３パスの累積圧下率（＝１００－（最終板厚／最終３パスの圧延開始前の板厚）×１００［％］）を２５％以上として、最終３パスによって付与される圧延ひずみが回復によって解消されることを防ぎつつ、圧延ひずみを板厚中央部に効果的に付与することが必要である。
　最終３パスの累積圧下率が２５％未満では、板厚中央部への圧延ひずみが効果的に付与されないため、次工程の熱延板焼鈍でコロニーが残存してしまい、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、最終３パスの累積圧下率を２５％以上とする。好ましくは、累積圧下率は３０％以上である。さらに好ましくは、累積圧下率は３５％以上である。なお、累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延負荷が上昇して製造性が低下するとともに、圧延後に表面肌荒れが発生する場合があるため、６０％以下とすることが好ましい。
　最終３パスの圧延温度を８００℃未満とした場合、鋼板温度の低下に伴って圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくない。また、低温での圧延により鋼板表面の肌荒れが発生して表面品質が低下する場合がある。一方、最終３パスの圧延温度が１１００℃を超えると、圧延によって付与したひずみの回復が生じて、次工程の熱延板焼鈍後における再結晶サイトが不足するため、熱延板焼鈍後にコロニーが残存してしまい、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、最終３パスの圧延温度は８００～１１００℃の範囲とする。下限について、好ましくは８５０℃以上である。上限について好ましくは１０５０℃以下、より好ましくは１０００℃以下とする。また、最終３パスの圧延温度とは、最終パスは圧延終了温度を意味し、それ以外は圧延開始温度を意味する。
　なお、最終３パスにおける特定パスで過度の圧延負荷がかかることを防ぐため、最終３パスのうち、第１パス目の圧延温度範囲を９５０～１１００℃、この第１パスの次に行われる第２パス目の圧延温度範囲を９２５～１０７５℃、この第２パス目の次に行われる第３パス目の圧延温度範囲を８７５～１０５０℃とすることが好ましい。
　また、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法では、３パス以上からなる仕上熱間圧延の最終３パスにおいて温度範囲を制御したうえで大きな圧下を加えることを特徴としている。大きな圧下を加える圧延を最終の４パス以上にわたって行うと、同じ累積圧下率であっても圧下率が各パスに分散されてしまうため板厚中央へのひずみ付与が不十分になるとともに、各パス間の累積搬送時間が増加するために、各パス間を搬送している間の回復が助長され、ひずみ付与の効果が低下する。また、仕上げ圧延の圧延温度および累積圧下率の制御を最終の２パス以下とすると、２パスで累積圧下率２５％以上の大圧下を行うために圧延負荷が著しく上昇し製造性が低下する場合があるため好ましくない。よって、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御する。
　なお、本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法では、最終の３パスの圧延温度および累積圧下率を制御することが肝要であり、３パス以上の仕上げ圧延であれば、何パスの仕上げ圧延を行ってもよい。ただし、最大パス数が１５パスよりも多くなると、圧延ロールとの接触回数の増加による鋼板温度の低下が生じやすくなり、鋼板温度を所定温度範囲内に維持するために外部からの加熱が必要になる等の製造性の低下または製造コストの増加を招く場合があるため、最大パス数は１５パス以下とすることが好ましい。より好ましくは、最大パス数は１０パス以下である。
　仕上熱間圧延後は鋼板の冷却を行い、ついで鋼板の巻取処理を行い熱延鋼帯とする。本発明において巻取温度は特に限定されないが、巻取温度を４５０超～５００未満℃とした場合、４７５℃脆化に起因した脆化が生じる場合がある。そのため、巻取温度は４５０℃以下もしくは５００℃以上とすることが好ましい。
　熱延板焼鈍温度：６００～１１００℃
　本発明では上記熱間圧延工程終了後に熱延板焼鈍を行う。熱延板焼鈍において、熱間圧延工程で形成させた圧延加工組織を再結晶させる。本発明では熱間圧延工程において効果的に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍におけるコロニーの破壊を促進させる。この効果を得るためには熱延板焼鈍を６００～１１００℃の範囲で行う必要がある。焼鈍温度が６００℃未満では再結晶が不十分となり、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。一方、焼鈍温度が１１００℃を超えると、再結晶粒は、その結晶粒径が最大で３００μｍ以上となるほどの著しい粗大化が生じ、所定の限界応力拡大係数を得ることができない。そのため、熱延板焼鈍温度は６００～１１００℃の範囲とする。下限について、好ましくは６５０℃以上である。より好ましくは７００℃以上である。上限について、好ましくは１０５０℃以下、さらに好ましくは９００℃以下である。なお、熱延板焼鈍の保持時間および手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）、連続焼鈍のいずれで実施してもかまわない。
　得られた熱延焼鈍鋼板には、必要に応じてショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行ってもよい。さらに、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。また、本発明が提供する熱延焼鈍鋼板はその後、冷間圧延および冷延板焼鈍を行ってもよい。
　以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
　表１に示す化学組成を有するステンレス溶鋼を容量１５０ｔｏｎの転炉と強攪拌・真空酸素脱炭処理（ＳＳ－ＶＯＤ）の精錬で溶製し、連続鋳造により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとした。Ｎｏ．３６以外は該スラブを１１５０℃で１ｈr加熱後に、熱間圧延として３段のスタンドを用いたリバース式の粗圧延を行って板厚約４０ｍｍの鋼板とし、ついで７パスからなる仕上げ圧延の最終３パス（５パス目、６パス目、７パス目）を表２に記載の条件で行い熱延鋼板とした。Ｎｏ．３６は該スラブを１３００℃で１ｈr加熱した後に熱間圧延に供した。得られた熱延鋼板について同じく表２に記載の条件で箱焼鈍による熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得た。なお、７パス目終了板厚が熱延鋼板の板厚である。得られた熱延焼鈍鋼板について、以下の評価を行った。
　（１）限界応力拡大係数ＫＩＣの評価
　板幅中央部から、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠したＣＴ（ｃｏｍｐａｃｔ　ｔｅｎｓｉｏｎ）試験片を、疲労予き裂が圧延直角方向、応力軸が圧延平行方向となるように採取した。該試験片について、ＡＳＴＭ　Ｅ３９９に準拠して限界応力拡大係数ＫＩＣを求めた。限界応力拡大係数が３５ＭＰａ・ｍ１／２以上を合格、３５ＭＰａ・ｍ１／２未満を不合格とした。
　（２）耐食性の評価
　熱延焼鈍鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、評価すべき面の表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部と裏面からの影響を排除するために、端面部および裏面をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈr）→乾燥（６０℃、４ｈr、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈr、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、５サイクル行った。塩水噴霧サイクル試験を５サイクル実施後の評価すべき面の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００　［％］）を算出した。発錆率１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
　試験結果を熱間圧延および熱延板焼鈍条件と併せて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　鋼成分、熱間圧延条件および熱延板焼鈍条件が本発明の範囲を満たす表２のＮｏ．１～３１および４５～４９は、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍によってコロニーが効果的に破壊された結果、所定の限界応力拡大係数が得られた。さらに得られた熱延焼鈍板の耐食性を評価した結果、いずれも発錆率は２５％であり十分な耐食性も有していることが確認された。
　特に、Ｃｒ含有量が１７％を超える鋼Ａ７、Ａ９およびＡ１４を用いたＮｏ．７，９および１４、さらには、Ｃｕを含有させた鋼Ａ１７を用いた１７、およびＭｏを含有させた鋼Ａ１８を用いた１８では発錆率が１０％以下と一層優れた耐食性が得られた。
　最終３パスの圧延温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３２では、所定の累積圧下率で圧延したものの、圧延温度が過度に高温であったために加工ひずみの回復が生じて再結晶サイトの導入が不十分であったために熱延板焼鈍におけるコロニーの破壊効果が不足した結果、熱延板焼鈍後にも多量のコロニーが残存し、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　最終３パスの累積圧下率が本発明の範囲を下回るＮｏ．３３では、熱延板焼鈍工程でのコロニー破壊効果が十分に得られなかった結果、熱延板焼鈍後にも板厚中央部に多量のコロニーが残存し、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３４では、生成した再結晶粒の著しい粗大化が生じた結果、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　Ｎｏ．３６はスラブを１３００℃で１ｈ加熱した後に熱間圧延に供し、仕上げ熱間圧延の最終３パスの圧延温度範囲をいずれも１１００℃超えとした例である。Ｎｏ．３６では、最終３パスの圧延実施中に加工ひずみの回復が生じて再結晶サイトの導入が不十分となったために、熱延板焼鈍によるコロニーの破壊効果が不十分となった結果、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　最終３パスの圧延温度範囲が３パスともに本発明の範囲を下回るＮｏ．３７では、圧延荷重が著しく上昇し、最終３パス目の圧延実施時に荷重が装置許容範囲を超過したために圧延を完了することができず、所定の評価を行うことができなかった。
　Ｎｉ含有量が本発明の範囲を下回る鋼Ｂ１～Ｂ４を用いたＮｏ．３８～４1では、所定の熱間圧延および熱延板焼鈍を行ったが、オーステナイト相の生成能が低下した結果、熱間圧延工程におけるコロニー破壊効果が不足し、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　Ｃｒ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ５を用いたＮｏ．４２では、所定のＮｉを含有させたものの、過剰なＣｒの含有によってオーステナイト相の生成能が低下した結果、熱間圧延工程におけるコロニー破壊効果が不足し、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　Ｔｉ含有量が本発明の範囲を下回る鋼Ｂ６を用いたＮｏ．４３では、熱延板焼鈍時にＣｒ炭窒化物が多量に析出したことによる鋭敏化が生じ、所定の耐食性を得ることができなかった。一方、Ｔｉ含有量が本発明の範囲を上回る鋼Ｂ７を用いたＮｏ．４４では、過剰なＴｉ含有によって再結晶温度が上昇し、所定の熱延板焼鈍を行っても十分な再結晶が生じずにコロニーが残存した結果、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を下回るＮｏ．５０では、再結晶が不十分であったために、十分なコロニーの破壊効果が得られず、所定の限界応力拡大係数が得られなかった。
　本発明で得られるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、高い加工性と耐食性が要求される用途、例えばバーリング加工部を有するフランジ等への適用に特に好適である。
 
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｃｒ：１０．０～１９．０％、
    Ｎｉ：０．６５～１．５０％、
    Ｔｉ：０．１０～０．４０％、
    Ｎ：０．００１～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　限界応力拡大係数ＫＩＣが３５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
  2. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｗ：０．０１～０．２０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．２０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
  3. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、
    Ｖ：０．０１～０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１～０．２０％、
    ＲＥＭ：０．００１～０．１００％、
    Ｂ：０．０００２～０．００２５％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００３０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、
    　３パス以上の仕上圧延を行う熱間圧延工程と、該熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を６００～１１００℃で熱延板焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を有し、
    　前記熱間圧延工程において、仕上圧延の最終３パスを、温度を８００～１１００℃且つ前記最終３パスの累積圧下率を２５％以上とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
     
     
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KR1020197030951A KR20190131528A (ko) 2017-04-27 2018-04-24 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법
ES18790531T ES2924685T3 (es) 2017-04-27 2018-04-24 Lámina de acero inoxidable ferrítico laminada en caliente y recocida, y método para fabricar la misma
EP18790531.0A EP3587610B1 (en) 2017-04-27 2018-04-24 Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet, and method for manufacturing same
MX2019012549A MX2019012549A (es) 2017-04-27 2018-04-24 Lamina de acero inoxidable ferritico laminado en caliente y recocido y metodo para fabricar la misma.
US16/607,174 US20200385835A1 (en) 2017-04-27 2018-04-24 Hot-rolled and annealed ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same
CN201880027591.8A CN110546294B (zh) 2017-04-27 2018-04-24 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法

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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019087761A1 (ja) * 2017-10-30 2019-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2020084987A1 (ja) * 2018-10-25 2020-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法
CN113166831A (zh) * 2018-12-11 2021-07-23 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112474792B (zh) * 2020-10-26 2023-03-24 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种工业纯铁开坯轧制生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08283913A (ja) * 1995-04-11 1996-10-29 Nippon Steel Corp 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2001181742A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法およびこの方法に用いるステンレス熱延鋼板
WO2018074164A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5254184A (en) * 1992-06-05 1993-10-19 Carpenter Technology Corporation Corrosion resistant duplex stainless steel with improved galling resistance
JP4239257B2 (ja) * 1998-11-02 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3446667B2 (ja) * 1999-07-07 2003-09-16 住友金属工業株式会社 加工性と靱性に優れたフェライト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼鋼塊及びその製造方法
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP3448542B2 (ja) * 2000-04-13 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 成形性とリジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP3680272B2 (ja) * 2001-01-18 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3709833B2 (ja) * 2001-10-31 2005-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5258253B2 (ja) * 2006-11-21 2013-08-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 塩害耐食性および溶接部信頼性に優れた自動車用燃料タンク用および自動車燃料パイプ用表面処理ステンレス鋼板および拡管加工性に優れた自動車給油管用表面処理ステンレス鋼溶接管
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
JP6226955B2 (ja) * 2013-03-14 2017-11-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
WO2014157066A1 (ja) * 2013-03-25 2014-10-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
MX374454B (es) 2013-03-27 2025-03-06 Nippon Steel Stainless Steel Corp Lámina de acero inoxidable ferrítico, laminada en caliente, proceso para la producción de la misma y fleje de acero.
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
CN106795608B (zh) * 2014-10-31 2018-06-19 新日铁住金不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板、钢管及其制造方法
KR102088341B1 (ko) * 2015-07-17 2020-03-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 열연 강판 및 열연 어닐링판, 그리고 그들의 제조 방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08283913A (ja) * 1995-04-11 1996-10-29 Nippon Steel Corp 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP2001181742A (ja) * 1999-12-27 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法およびこの方法に用いるステンレス熱延鋼板
WO2018074164A1 (ja) * 2016-10-17 2018-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3587610A4 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019087761A1 (ja) * 2017-10-30 2019-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6536763B1 (ja) * 2017-10-30 2019-07-03 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP3666917A4 (en) * 2017-10-30 2020-08-05 JFE Steel Corporation FERRITE-BASED STAINLESS STEEL SHEET, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
WO2020084987A1 (ja) * 2018-10-25 2020-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
JPWO2020084987A1 (ja) * 2018-10-25 2021-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
CN113166831A (zh) * 2018-12-11 2021-07-23 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
EP3896178A4 (en) * 2018-12-11 2022-03-16 JFE Steel Corporation FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
CN113166831B (zh) * 2018-12-11 2022-11-01 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
US12123070B2 (en) 2018-12-11 2024-10-22 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and method for producing same
TWI703220B (zh) * 2020-01-06 2020-09-01 中國鋼鐵股份有限公司 汽車用鋼及其製造方法

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