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特開2024-30778フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板、その素材となる冷延鋼板および前記冷延焼鈍鋼板の製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024030778
(43)【公開日】2024-03-07
(54)【発明の名称】フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板、その素材となる冷延鋼板および前記冷延焼鈍鋼板の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240229BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20240229BHJP
C22C 38/48 20060101ALI20240229BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240229BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C21D9/46 R
C22C38/48
C22C38/60
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022133905
(22)【出願日】2022-08-25
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】高 法剛
(72)【発明者】
【氏名】中村 徹之
(72)【発明者】
【氏名】吉野 正崇
(72)【発明者】
【氏名】杉原 玲子
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA04
4K037EA05
4K037EA09
4K037EA10
4K037EA12
4K037EA13
4K037EA14
4K037EA15
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA33
4K037EA35
4K037EC01
4K037FA02
4K037FB00
4K037FF05
4K037FG00
4K037FG01
4K037FJ06
4K037FJ07
4K037JA06
(57)【要約】
【課題】優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性を有するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：１．００～３．００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１５．０～２２．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：１．００～３．００％、およびＮｉ：０．０１～１．００％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、板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：１．００～３．００％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１５．０～２２．０％、Ｎｂ：０．３０～０．８０％、Ｍｏ：１．００～３．００％、およびＮｉ：０．０１～１．００％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、板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．０５～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：１．００～３．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１５．０～２２．０％、
Ｎｂ：０．３０～０．８０％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、および
Ｎｉ：０．０１～１．００％
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、
板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）を満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．０５～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：１．００～３．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１５．０～２２．０％、
Ｎｂ：０．３０～０．８０％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、および
Ｎｉ：０．０１～１．００％
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、
板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）を満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
【請求項2】
前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ～Ｃ群のうちから選ばれる１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冷延焼鈍鋼板。
Ａ群：Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：２．００％以下およびＷ：２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群：Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下およびＭｇ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ａ群：Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：２．００％以下およびＷ：２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃ群：Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下およびＭｇ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【請求項3】
請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板であって、
前記成分組成を有し、かつ、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下である、冷延鋼板。
前記成分組成を有し、かつ、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下である、冷延鋼板。
【請求項4】
請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を省略して総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
該冷延鋼板に、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で冷延板焼鈍を施して、冷延焼鈍鋼板を得る工程と、
を備える、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
前記成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を省略して総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
該冷延鋼板に、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で冷延板焼鈍を施して、冷延焼鈍鋼板を得る工程と、
を備える、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板に関するものであり、詳細にはＣｒ含有鋼に係り、とくに自動車やオートバイの排気管やコンバータケース、火力発電プラント等の高温下で使用される排気系部材に用いて好適な、優れた耐酸化性、耐高温疲労特性および靭性を有するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板、その素材となる冷延鋼板および前記冷延焼鈍鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車のエキゾーストマニホールドや排気パイプ、コンバータケース、マフラー等の排気系部材（以下、自動車の排気系部材と記することもある）には、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性（以下、これらをまとめて耐熱性と記することもある）が要求されている。高温疲労とは、自動車の排気系部材が、エンジンの作動中に振動を受け続けることで生じる高サイクル疲労現象である。すなわち、自動車の排気系部材はエンジンの作動により加熱されて高温になり、その状態で自動車の走行等によって発生した振動を受け続けることによりひずみが蓄積し、そのひずみに起因した高サイクル疲労現象が生じる。さらに、自動車の排気系部材は複雑な形状に加工されるため、室温での加工性も優れていることが求められる。
【0003】
このような自動車の排気系部材の素材として、例えば、ＮｂとＳｉとを複合添加したＴｙｐｅ４２９（１４ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．９ｍａｓｓｍａｓｓ％Ｓｉ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ系）のようなＣｒ含有鋼が多く使用されている。
【0004】
また、ＪＩＳ Ｇ４３０５に規定されるＳＵＳ４４４（１９ｍａｓｓ％Ｃｒ－０．４ｍａｓｓ％Ｎｂ－２ｍａｓｓ％Ｍｏ）、ＮｂとＭｏとを複合添加して高温耐力を向上させたＣｒ含有鋼、および、ＮｂとＭｏとＷとを複合添加したフェライト系ステンレス鋼等（以下、ＳＵＳ４４４等ともいう）も開発されている。
【0005】
しかし、昨今の自動車の排ガス規制強化対応や燃費の向上を目的として、排ガス温度は９００℃を超え、さらに高温化する趨勢にある。そのため、上記したＳＵＳ４４４等でも十分な耐熱性が得られない場合があり、上記したＳＵＳ４４４等よりも優れた耐熱性が得られる材料の開発が望まれている。
【0006】
このような材料として、例えば、特許文献１には、「質量％にて、Ｃ：０．０１０％未満、Ｎ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超～２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｃｕ：０．９％超～２．０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．００１～０．１％、Ａｌ：１％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３％以下を含有し、Ｃｕ／（Ｔｉ＋Ｎｂ）が５以上、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耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」が開示されている。
【0007】
特許文献２には、「質量％にて、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．１％超～１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２０～０．１００％、Ｃｒ：１３．０～２０．０％、Ｎｂ：０．５～１．０％、Ｃｕ：１．０～３．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、Ａｌ：０．０１～１．０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｏ＋Ｗが２．０～３．５％であることを特徴とする耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」が開示されている。
【0008】
特許文献３には、「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１０．０％以上１６．０％未満、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：１．４～４．０％、Ｔｉ：０．１５％超０．５％以下、Ｎｉ：０．０５～０．５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
Ａｌ％／Ｃｒ％≧０．１４・・・・・（１）
なお、式中のＡｌ％、Ｃｒ％はそれぞれＡｌ、Ｃｒの含有量（質量％）を表わす。」が開示されている。
Ａｌ％／Ｃｒ％≧０．１４・・・・・（１）
なお、式中のＡｌ％、Ｃｒ％はそれぞれＡｌ、Ｃｒの含有量（質量％）を表わす。」が開示されている。
【0009】
特許文献４には、「ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１超～３．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０５～６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２～３０％、Ｃｕ：０．４～４．０％、Ｎｂ：０．０２～１．０％、Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．１～６．０％、Ｃｏ：０．０１～３．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧０．５０を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。」が開示されている。
【0010】
特許文献５には、「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．１％超え３．０％以下、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．３～６．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２～３０％、Ｎｂ：０．３％超え１．０％以下、Ｔｉ：０．０１～０．５％、Ｍｏ：０．３～６．０％、Ｃｏ：０．０１～３．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％を含有し、かつ、以下の式（１）～（３）を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェライト系ステンレス鋼。
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％ ・・・（１）
Ａｌ－Ｍｎ＞０％ ・・・（２）
Ｎｂ－Ｔｉ＞０％ ・・・（３）
（式（１）～（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）」が開示されている。
Ｓｉ＋Ａｌ＞１．０％ ・・・（１）
Ａｌ－Ｍｎ＞０％ ・・・（２）
Ｎｂ－Ｔｉ＞０％ ・・・（３）
（式（１）～（３）中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉは、各元素の含有量（質量％）を示す。）」が開示されている。
【0011】
特許文献６には、「質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．０５～２．００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：１．０～４．０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｎｂ：０．４０～０．８０％、Ｔｉ：０．０１％未満、Ｍｏ：１．０～４．０％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するフェライト系ステンレス鋼。」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0012】
【特許文献1】特開２０１１－２０２２５７号公報
【特許文献2】特開２０１２－２０７２５２号公報
【特許文献3】国際公開第２０１４／０５００１６号
【特許文献4】特開２０１５－９６６４８号公報
【特許文献5】特許第６１２３９６４号公報
【特許文献6】国際公開第２０２０／０８０１０４号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0013】
ところで、自動車の排気系部材は、プレス加工等により複雑な形状に加工される。そのため、自動車の排気系部材の素材には、優れた耐熱性に加え、室温における加工性、特に靭性に優れていることも求められる。
【0014】
しかし、特許文献１～６に開示された材料は、優れた耐熱性を得るためにＮｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ等の元素を多量に含有しており、靭性が著しく低下している。そのため、プレス加工等で脆性割れの発生が懸念されている。そのため、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性も同時に有する材料の開発が望まれているのが現状である。
【0015】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたものであって、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性を有するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を提供することを目的とする。
【0016】
また、本発明は、上記フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板、および、上記フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【0017】
なお、「優れた耐酸化性」とは、優れた耐連続酸化性と優れた耐繰り返し酸化性の両方を兼ね備えることを意味する。
【0018】
ここで、「優れた耐連続酸化性」とは、試験片を１１００℃、大気雰囲気中で２００時間保持した際に、試験片に、酸化増量≧５０ｇ／ｍ２となる異常酸化がなく、かつ、酸化スケールの剥離もないことを意味する。また、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
【0019】
また、「優れた耐繰り返し酸化性」とは、大気雰囲気中で以下の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返した際に、試験片に、酸化増量≧５０ｇ／ｍ２となる異常酸化がなく、かつ、酸化スケールの剥離もないことを意味する。
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
なお、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［４００回のサイクル繰り返し前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
なお、酸化増量は、次式により算出する。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［４００回のサイクル繰り返し前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
【0020】
「優れた耐高温疲労特性」とは、ＳＵＳ４４４よりも優れた特性を示すことをいう。「優れた耐高温疲労特性」とは、より具体的には、試験片に、９５０℃で５０ＭＰａの曲げ応力を繰り返し負荷した際に、破断サイクル数が１．０×１０６サイクル以上であることを意味する。
【0021】
「優れた靭性」とは、板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）を満たすことを意味する。ここで、前記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）、ｔは板厚（ｍｍ）である。なお、ＤＢＴＴは、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に準拠したＶノッチシャルピー衝撃試験を実施し、脆性破面率が５０％となる温度として求める。
【課題を解決するための手段】
【0022】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねた。
【0023】
その結果、
（１）成分組成を適正に制御する、特には、Ｃｒに加え、Ｎｂ、ＭｏおよびＡｌを同時に適正量含有させ、かつ、
（２）冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板における析出Ｎｂ量を０．１５質量％以下とする、
ことにより、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性と同時に、優れた靭性を実現できる、という知見を得た。
（１）成分組成を適正に制御する、特には、Ｃｒに加え、Ｎｂ、ＭｏおよびＡｌを同時に適正量含有させ、かつ、
（２）冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板における析出Ｎｂ量を０．１５質量％以下とする、
ことにより、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性と同時に、優れた靭性を実現できる、という知見を得た。
【0024】
すなわち、Ｎｂを０．３０～０．８０質量％、Ｍｏを１．００～３．００質量％、Ａｌを１．００～３．００質量％の範囲で含有させることによって、幅広い温度域で高温強度が上昇し、優れた耐高温疲労特性が得られる。また、高温域においてＡｌ系の保護性連続酸化スケールが鋼板表面に生成し、耐酸化性が向上する。さらに、Ｍｏ含有による、特性に悪影響を与える第二相（σ相）の析出もＡｌを含有することにより抑制される。
【0025】
また、靭性の向上について、本発明者らは、さらに検討を重ねた。Ｎｂを０．３０質量％以上含むフェライト系ステンレス鋼は、７００～１１００℃の温度域に熱処理されると、Ｆｅ２Ｎｂの組成となるＬａｖｅｓ相と呼ばれる金属間加工物が析出する。そこで、成分を変更した多くの鋼を各種の条件で製造し、このＬａｖｅｓ相の析出と冷延焼鈍鋼板の靭性の関係を鋭意検討した。
【0026】
その結果、適切な成分の鋼に対し、熱延板焼鈍を省略し（すなわち熱延板焼鈍を行わずに）、適切な条件で冷間圧延および冷延板焼鈍を行った場合、熱延板焼鈍時の粗大なＬａｖｅｓ相の析出が避けられると同時に、冷延板焼鈍時の微細なＬａｖｅｓ相の析出による粒界のピン止め効果により結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を向上できることを見出した。
【0027】
これは以下の機構によると考えられる。熱延板焼鈍を省略することで、熱延板焼鈍時において、靭性に悪影響を与える粗大なＬａｖｅｓ相の析出が避けられ、冷間圧延後の冷延鋼板に鋼中固溶Ｎｂ量を確保でき、冷延板焼鈍時にはＬａｖｅｓ相として微細に析出する。さらに、適切な圧下率で冷間圧延を行うことにより、冷間圧延後の冷延鋼板に多量の転位が蓄積する。この多量の転位を析出サイトとして適切な条件で冷延板焼鈍を行うことにより、冷延板焼鈍時にＬａｖｅｓ相が微細かつ分散して析出する。この微細かつ分散して析出したＬａｖｅｓ相のピン止め効果により、冷延焼鈍鋼板の結晶粒の粗大化が抑制され、靭性が向上する。
【0028】
これに対して、本発明成分を含有する鋼を従来のステンレス冷延焼鈍鋼板の製造工程で、すなわち、熱間圧延および冷間圧延の後に、それぞれ熱延板焼鈍および冷延板焼鈍を行って冷延焼鈍鋼板を製造した場合には、冷延焼鈍鋼板で良好な靭性は得られなかった。
【0029】
これは以下の理由によると考えられる。熱延板焼鈍を行うと、鋼に含有されているＮｂの大半がＬａｖｅｓ相として析出するが、熱間圧延では動的回復が生じることで熱延鋼板には転位が蓄積されていないため、このＬａｖｅｓ相は粗大に析出する。この粗大なＬａｖｅｓ相が冷延板焼鈍においても鋼中に固溶せずに粗大なまま残存し、冷延焼鈍鋼板の靭性を低下させる。また、析出したＬａｖｅｓ相が粗大なため、粒界のピン止め効果が発揮されず、冷延板焼鈍時に結晶粒の粗大化を抑制することができない。さらに、冷間圧延後の冷延鋼板に鋼中固溶Ｎｂ量が少なくなるため、冷延板焼鈍で新たに析出する微細なＬａｖｅｓ相も減少する。このため、熱延板焼鈍を行うと冷延焼鈍鋼板の結晶粒が粗大化しやすく、靭性の低下に繋がる。
【0030】
上記を踏まえ、Ｎｂを０．３０質量％以上含むフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造工程において、熱間圧延の後の熱延板焼鈍を省略し、総圧下率４０％以上で冷間圧延し、さらに、冷間圧延の後工程として、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件の冷延板焼鈍を実施することが重要であることを知見した。そして、これらの工程で製造することにより、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性を有する冷延焼鈍鋼板が得られることを知見した。
【0031】
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
【0032】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．０５～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：１．００～３．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１５．０～２２．０％、
Ｎｂ：０．３０～０．８０％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、および
Ｎｉ：０．０１～１．００％
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、
板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｏ：１．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、および
Ｗ：２．００％以下
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冷延焼鈍鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、および
Ｖ：０．５０％以下
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冷延焼鈍鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、および
Ｍｇ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板であって、
前記成分組成を有し、かつ、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下である、冷延鋼板。
［６］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を省略して総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
該冷延鋼板に、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で冷延板焼鈍を施して、冷延焼鈍鋼板を得る工程と、
を備える、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２０％以下、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．０５～１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：１．００～３．００％、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：１５．０～２２．０％、
Ｎｂ：０．３０～０．８０％、
Ｍｏ：１．００～３．００％、および
Ｎｉ：０．０１～１．００％
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、
板厚が１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下であり、かつ、ＤＢＴＴ≦２０＋２０（ｔ－１．８）満たす、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
ただし、上記ＤＢＴＴは延性脆性遷移温度（℃）であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｏ：１．００％以下、
Ｃｕ：２．００％以下、および
Ｗ：２．００％以下
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冷延焼鈍鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、および
Ｖ：０．５０％以下
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冷延焼鈍鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、および
Ｍｇ：０．００５０％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板であって、
前記成分組成を有し、かつ、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下である、冷延鋼板。
［６］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程と、
該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を省略して総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程と、
該冷延鋼板に、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で冷延板焼鈍を施して、冷延焼鈍鋼板を得る工程と、
を備える、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【0033】
本発明によれば、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性を有するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板が得られる。
【0034】
そのため、本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、排ガスが高温化する場合にも、種々の複雑な形状の自動車の排気系部材に好適に用いることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【0035】
【図1】高温疲労試験に用いる試験片の模式図である。
【発明を実施するための形態】
【0036】
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
【0037】
まず、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の成分組成について説明する。以下、成分組成を示す「％」は、「質量％」である。
【0038】
Ｃ：０．０２０％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性が顕著に低下するため、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、靭性および成形性を確保する観点から、０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００３％以上である。
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、靭性および成形性が顕著に低下するため、Ｃ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、靭性および成形性を確保する観点から、０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。また、Ｃ含有量は、自動車の排気系部材としての強度を確保する観点から、０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．００３％以上である。
【0039】
Ｓｉ：０．０５～１．００％
Ｓｉは、耐酸化性の向上のために必要な重要元素である。高温化した排ガス中での耐酸化性を確保するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靭性が低下するのみならず、却って酸化スケールが剥離しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらにより好ましく０．２５％以下である。
Ｓｉは、耐酸化性の向上のために必要な重要元素である。高温化した排ガス中での耐酸化性を確保するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、靭性が低下するのみならず、却って酸化スケールが剥離しやすくなる。よって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらにより好ましく０．２５％以下である。
【0040】
Ｍｎ：０．０５～１．００％
Ｍｎは、酸化スケールの耐剥離性を高める効果を有する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、酸化スケールが異常に成長し、耐酸化性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらにより好ましく０．２５％以下である。
Ｍｎは、酸化スケールの耐剥離性を高める効果を有する。このような効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、酸化スケールが異常に成長し、耐酸化性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下であり、さらにより好ましく０．２５％以下である。
【0041】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストを増加させるため、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。
Ｐは、鋼の靭性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｐ含有量は可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｐはコストを増加させるため、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。
【0042】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼の靭性、伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼすとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる有害元素でもある。そのため、Ｓ含有量は可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストを増加させるため、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｓは、鋼の靭性、伸びやｒ値を低下させ、成形性に悪影響を及ぼすとともに、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を低下させる有害元素でもある。そのため、Ｓ含有量は可能な限り低減するのが望ましい。よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｓはコストを増加させるため、Ｓ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
【0043】
Ａｌ：１．００～３．００％
Ａｌは、固溶強化により高温変形を抑制し、耐高温疲労特性を向上させるのに必要な元素である。鋼の耐高温疲労特性は、使用温度が高くなるほど高温変形により低下する傾向が強まる。そのため、Ａｌは排ガスが高温化する趨勢において重要な要素である。また、Ａｌは、高温において保護性連続酸化スケールを生成させ、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。さらに、鋼中にＭｏを含有させる場合、Ａｌは、Ｍｏを含む第二相（σ相）の析出を抑制する効果も有する。第二相（σ相）が析出すると、固溶Ｍｏ量が減少し、Ｍｏによる固溶強化効果が得られなくなる。また、第二相が短時間で粗大化し、亀裂発生の起点となり、耐高温疲労特性を低下させる。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は１．００％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。一方、Ａｌ含有量が３．００％を超えると、著しく硬質化して靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。
Ａｌは、固溶強化により高温変形を抑制し、耐高温疲労特性を向上させるのに必要な元素である。鋼の耐高温疲労特性は、使用温度が高くなるほど高温変形により低下する傾向が強まる。そのため、Ａｌは排ガスが高温化する趨勢において重要な要素である。また、Ａｌは、高温において保護性連続酸化スケールを生成させ、鋼の耐酸化性を向上させる効果も有する。さらに、鋼中にＭｏを含有させる場合、Ａｌは、Ｍｏを含む第二相（σ相）の析出を抑制する効果も有する。第二相（σ相）が析出すると、固溶Ｍｏ量が減少し、Ｍｏによる固溶強化効果が得られなくなる。また、第二相が短時間で粗大化し、亀裂発生の起点となり、耐高温疲労特性を低下させる。このような効果を得るため、Ａｌ含有量は１．００％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。一方、Ａｌ含有量が３．００％を超えると、著しく硬質化して靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。
【0044】
Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素である。そのため、よって、Ｎ含有量は可能なかぎり低減するのが望ましい。よって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、靭性および成形性を確保する観点から、０．０１５％以下とすることが好ましい。また、Ｎ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｎはコストを増加させるため、Ｎ含有量は０．００１％以上が好ましい。
Ｎは、鋼の靭性および成形性を低下させる元素である。そのため、よって、Ｎ含有量は可能なかぎり低減するのが望ましい。よって、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、靭性および成形性を確保する観点から、０．０１５％以下とすることが好ましい。また、Ｎ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の脱Ｎはコストを増加させるため、Ｎ含有量は０．００１％以上が好ましい。
【0045】
Ｃｒ：１５．０～２２．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を確保するために必要な元素であり、耐酸化性を向上させるのにも有効な元素である。Ｃｒ含有量が１５．０％未満では、十分な耐酸化性が得られない。また、酸化スケールが増大することにより、き裂が発生しやすくなるため、耐高温疲労特性も低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１５．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６.０％以上であり、より好ましくは１７.０％以上である。一方、Ｃｒは、固溶強化により室温において鋼を硬質化し、靭性を低下させる場合もある。特に、Ｃｒ含有量が２２．０％を超えると、上記の点が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は２２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２１．０％以下であり、より好ましくは２０.０％以下である。
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を確保するために必要な元素であり、耐酸化性を向上させるのにも有効な元素である。Ｃｒ含有量が１５．０％未満では、十分な耐酸化性が得られない。また、酸化スケールが増大することにより、き裂が発生しやすくなるため、耐高温疲労特性も低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１５．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６.０％以上であり、より好ましくは１７.０％以上である。一方、Ｃｒは、固溶強化により室温において鋼を硬質化し、靭性を低下させる場合もある。特に、Ｃｒ含有量が２２．０％を超えると、上記の点が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は２２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは２１．０％以下であり、より好ましくは２０.０％以下である。
【0046】
Ｎｂ：０．３０～０．８０％
Ｎｂは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して固定し、耐食性、成形性および溶接部の耐粒界腐食性を高めるのに有効な元素である。また、Ｎｂは、固溶強化により高温強度を上昇させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。さらに、Ｎｂは、冷延板焼鈍時にＦｅ２Ｎｂの組成を有するＬａｖｅｓ相として微細に析出し、このＬａｖｅｓ相の粒界ピン止め効果により、冷延焼鈍鋼板の結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を向上させる。このような効果は、Ｎｂ含有量を０．３０％以上とすることにより得られる。Ｎｂ含有量が０．３０％未満の場合、上記の微細なＬａｖｅｓ相のピン止め効果による靭性の向上効果は十分に得られない。よって、Ｎｂ含有量は０．３０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．３５％以上であり、より好ましくは０．４０％以上である。ただし、Ｎｂ含有量が０．８０％を超えると、本発明の製造方法を用いてもＬａｖｅｓ相が粗大に析出し、鋼の脆化を招く。よって、Ｎｂ含有量は０．８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
Ｎｂは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して固定し、耐食性、成形性および溶接部の耐粒界腐食性を高めるのに有効な元素である。また、Ｎｂは、固溶強化により高温強度を上昇させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。さらに、Ｎｂは、冷延板焼鈍時にＦｅ２Ｎｂの組成を有するＬａｖｅｓ相として微細に析出し、このＬａｖｅｓ相の粒界ピン止め効果により、冷延焼鈍鋼板の結晶粒の粗大化を抑制し、靭性を向上させる。このような効果は、Ｎｂ含有量を０．３０％以上とすることにより得られる。Ｎｂ含有量が０．３０％未満の場合、上記の微細なＬａｖｅｓ相のピン止め効果による靭性の向上効果は十分に得られない。よって、Ｎｂ含有量は０．３０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．３５％以上であり、より好ましくは０．４０％以上である。ただし、Ｎｂ含有量が０．８０％を超えると、本発明の製造方法を用いてもＬａｖｅｓ相が粗大に析出し、鋼の脆化を招く。よって、Ｎｂ含有量は０．８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．７０％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。
【0047】
Ｍｏ：１．００～３．００％
Ｍｏは、固溶強化により鋼の高温強度を向上させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、Ｍｏ含有量を１．００％以上とすることにより得られる。また、Ｍｏ含有量が１．００％未満の場合、高温強度が不十分となり、優れた耐高温疲労特性は得られない。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上であり、さらに好ましくは２．２０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、鋼が硬質化して靭性が低下する。また、σ相のような粗大な金属間化合物が形成しやすくなり、却って耐高温疲労特性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は３．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。
Ｍｏは、固溶強化により鋼の高温強度を向上させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。このような効果は、Ｍｏ含有量を１．００％以上とすることにより得られる。また、Ｍｏ含有量が１．００％未満の場合、高温強度が不十分となり、優れた耐高温疲労特性は得られない。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは１．８０％以上であり、さらに好ましくは２．２０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、鋼が硬質化して靭性が低下する。また、σ相のような粗大な金属間化合物が形成しやすくなり、却って耐高温疲労特性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は３．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。
【0048】
Ｎｉ：０．０１～１．００％
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。ただし、Ｎｉは、強力なγ相形成元素であり、高温でγ相を生成して耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉは、鋼の靭性を向上させる元素である。このような効果を得るため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。ただし、Ｎｉは、強力なγ相形成元素であり、高温でγ相を生成して耐酸化性を低下させる。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
【0049】
以上、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板における基本成分（必須成分）について説明した。上記基本成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とすることができる。
【0050】
また、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の成分組成は、さらに、以下のＡ～Ｃ群のうちから選ばれる１種以上を含有することができる。
【0051】
（Ａ群）Ｃｏ：１．００％以下、Ｃｕ：２．００％以下およびＷ：２．００％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【0052】
Ｃｏ：１．００％以下
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｏを過剰に含有させると、鋼の靭性が却って低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｏは、鋼の靭性向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｏを過剰に含有させると、鋼の靭性が却って低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
【0053】
Ｃｕ：２．００％以下
Ｃｕは、鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃｕは、析出強化により６００℃近傍での高温強度を向上させる効果を有する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３０％以上であり、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、酸化スケールが剥離しやすくなり、耐繰り返し酸化特性が低下する。よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．３５％以下である。
Ｃｕは、鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｃｕは、析出強化により６００℃近傍での高温強度を向上させる効果を有する元素でもある。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３０％以上であり、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、酸化スケールが剥離しやすくなり、耐繰り返し酸化特性が低下する。よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．３５％以下である。
【0054】
Ｗ：２．００％以下
Ｗは、Ｍｏと同様、固溶強化により鋼の高温強度を向上させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｗを過剰に含有させると、鋼が硬質化するのみならず、焼鈍工程において強固なスケールが生成するため、酸洗時の脱スケールが困難になる。よって、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｗは、Ｍｏと同様、固溶強化により鋼の高温強度を向上させ、耐高温疲労特性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｗを過剰に含有させると、鋼が硬質化するのみならず、焼鈍工程において強固なスケールが生成するため、酸洗時の脱スケールが困難になる。よって、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
【0055】
（Ｂ群）Ｔｉ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下およびＶ：０．５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【0056】
Ｔｉ：０．２０％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して固定し、耐食性、成形性および溶接部の耐粒界腐食性を高めるのに有効な元素である。また、Ｔｉを含有することにより、ＴｉがＮｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつく。そのため、高温強度に有効な鋼中の固溶Ｎｂ量を確保でき、耐高温疲労特性の向上に有効である。さらに、Ｔｉは、耐酸化性の向上にも有効である。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、粗大なＴｉ窒化物が析出して靭性が低下する。よって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１２％以下である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様、ＣおよびＮと炭窒化物を形成して固定し、耐食性、成形性および溶接部の耐粒界腐食性を高めるのに有効な元素である。また、Ｔｉを含有することにより、ＴｉがＮｂよりも優先的にＣおよびＮと結びつく。そのため、高温強度に有効な鋼中の固溶Ｎｂ量を確保でき、耐高温疲労特性の向上に有効である。さらに、Ｔｉは、耐酸化性の向上にも有効である。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％を超えると、粗大なＴｉ窒化物が析出して靭性が低下する。よって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１２％以下である。
【0057】
Ｚｒ：０．５０％以下
Ｚｒは、耐酸化性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＺｒ炭窒化物が析出し、靭性が低下する。よって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。
Ｚｒは、耐酸化性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＺｒ炭窒化物が析出し、靭性が低下する。よって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。
【0058】
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、鋼の靭性および耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＶ炭窒化物が析出し、靭性が低下する。また、表面性状も低下する。よって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｖは、鋼の靭性および耐酸化性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＶ炭窒化物が析出し、靭性が低下する。また、表面性状も低下する。よって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
【0059】
（Ｃ群）Ｓｎ：０．５０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下およびＭｇ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
【0060】
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｓｎは、高温強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎを過剰に含有すると、鋼の靭性が低下する。よって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｎは、鋼の耐食性を向上させる効果を有する元素である。また、Ｓｎは、高温強度を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｎを過剰に含有すると、鋼の靭性が低下する。よって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
【0061】
Ｓｂ：０．５０％以下
Ｓｂは、鋼の靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂを過剰に含有すると、却って靭性が低下する。よって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｓｂは、鋼の靭性の向上に有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｂを過剰に含有すると、却って靭性が低下する。よって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
【0062】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、鋼の加工性、特に耐二次加工脆性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂを過剰に含有すると、ＢＮの生成を招き、靭性が低下する。よって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｂは、鋼の加工性、特に耐二次加工脆性を向上させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。一方、Ｂを過剰に含有すると、ＢＮの生成を招き、靭性が低下する。よって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
【0063】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｃａを過剰に含有すると、表面欠陥が発生し、表面性状に悪影響をする。よって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の析出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｃａを過剰に含有すると、表面欠陥が発生し、表面性状に悪影響をする。よって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
【0064】
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、靭性を向上させる元素である。また、Ｍｇは、ＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、鋼中の固溶Ｎｂ量が減少し、耐高温疲労特性が低下する場合がある。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となり、靭性が低下する場合がある。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
Ｍｇは、スラブの等軸晶率を向上させ、靭性を向上させる元素である。また、Ｍｇは、ＮｂやＴｉの炭窒化物の粗大化を抑制する効果も有する。Ｎｂ炭窒化物が粗大化すると、鋼中の固溶Ｎｂ量が減少し、耐高温疲労特性が低下する場合がある。Ｔｉ炭窒化物が粗大化すると、脆性割れの起点となり、靭性が低下する場合がある。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼の表面性状が悪化する。よって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下である。
【0065】
なお、上記の任意添加元素について、その含有量が好適下限値未満の場合には、その任意添加元素を不可避的不純物として含むものとする。
【0066】
つぎに、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板について説明する。
【0067】
本発明の一実施形態に係る冷延鋼板は、上述したフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の成分組成と同様の成分組成を有する。前記冷延鋼板における各元素の含有量の範囲およびその限定理由は、上述したものと同様であるので、ここでは省略する。
また、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板では、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下であることが重要である。
また、本発明の一実施形態に係る冷延鋼板では、析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下であることが重要である。
【0068】
冷延鋼板の析出Ｎｂ量：０．１５質量％以下
上述したように、優れた靭性を得るためには、熱延板焼鈍時の粗大なＬａｖｅｓ相の析出を避け、冷延鋼板の析出Ｎｂ量を０．１５質量％以下にすることが重要である。冷延鋼板において、粗大なＬａｖｅｓ相が少ないことで、冷延板焼鈍中に微細なＬａｖｅｓ相が多量に析出し、冷延板焼鈍時の結晶粒の粗大化が抑制されることによって、冷延焼鈍鋼板で優れた靭性が得られる。よって、冷延鋼板の析出Ｎｂ量は０．１５質量％以下とする。冷延鋼板の析出Ｎｂ量は、好ましくは０．１０質量％以下とする。なお、冷延鋼板の析出Ｎｂ量の下限は特に限定されない。ただし、製鋼、熱間圧延中などＬａｖｅｓ相の析出による析出Ｎｂの発生を回避するのは困難であり、過度の析出Ｎｂ量の低減はコストを増加させるため、冷延鋼板の析出Ｎｂ量は０．０５質量％以上が好ましい。
上述したように、優れた靭性を得るためには、熱延板焼鈍時の粗大なＬａｖｅｓ相の析出を避け、冷延鋼板の析出Ｎｂ量を０．１５質量％以下にすることが重要である。冷延鋼板において、粗大なＬａｖｅｓ相が少ないことで、冷延板焼鈍中に微細なＬａｖｅｓ相が多量に析出し、冷延板焼鈍時の結晶粒の粗大化が抑制されることによって、冷延焼鈍鋼板で優れた靭性が得られる。よって、冷延鋼板の析出Ｎｂ量は０．１５質量％以下とする。冷延鋼板の析出Ｎｂ量は、好ましくは０．１０質量％以下とする。なお、冷延鋼板の析出Ｎｂ量の下限は特に限定されない。ただし、製鋼、熱間圧延中などＬａｖｅｓ相の析出による析出Ｎｂの発生を回避するのは困難であり、過度の析出Ｎｂ量の低減はコストを増加させるため、冷延鋼板の析出Ｎｂ量は０．０５質量％以上が好ましい。
【0069】
ここで、冷延鋼板の析出Ｎｂ量は、以下のように求める。
供試材となる冷延鋼板から長さ１０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切り出す。その後、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノールを用いて定電流電解によって析出物を抽出した。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用した。捕集した残渣はフィルタごと白金るつぼに入れ５８０℃で灰化後、０．７５ｇＮａ２Ｏ２＋０．７５ｇＬｉＢＯ４を加えガスバーナーで溶融し融成物とした。融成物は０．８質量％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸２５ｍＬを加えて溶解し、純水で１００ｍＬに定容後、ＩＣＰ発光分光分析を行い、鋼中の析出Ｎｂ量（質量％）を評価した。
供試材となる冷延鋼板から長さ１０ｍｍ×幅５０ｍｍの試験片を切り出す。その後、１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノールを用いて定電流電解によって析出物を抽出した。抽出残渣のろ過には、セルロースアセテート製メンブランフィルタ（孔径０．２μｍ、４７ｍｍφ）を使用した。捕集した残渣はフィルタごと白金るつぼに入れ５８０℃で灰化後、０．７５ｇＮａ２Ｏ２＋０．７５ｇＬｉＢＯ４を加えガスバーナーで溶融し融成物とした。融成物は０．８質量％酒石酸／１０ｖｏｌ％硫酸２５ｍＬを加えて溶解し、純水で１００ｍＬに定容後、ＩＣＰ発光分光分析を行い、鋼中の析出Ｎｂ量（質量％）を評価した。
【0070】
つぎに、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法について説明する。
【0071】
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する熱延鋼板を準備する工程（熱延鋼板の準備工程）と、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍を省略して（熱延板焼鈍を施さずに）総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る工程（冷間圧延工程）と、該冷延鋼板に、焼鈍温度：９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で冷延板焼鈍を施して、冷延焼鈍鋼板を得る工程（冷延板焼鈍工程）を備えるものである。
なお、以下の製造方法に関する説明において、温度は、特に断らない限り、スラブまたは冷延鋼板等の表面温度とする。
なお、以下の製造方法に関する説明において、温度は、特に断らない限り、スラブまたは冷延鋼板等の表面温度とする。
【0072】
［熱延鋼板の準備工程］
熱延鋼板の準備工程では、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱延鋼板の準備方法については特に限定されず、通常の方法を採用することができる。例えば、転炉および電気炉等、公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬については、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを１１００～１２５０℃に加熱し、該スラブに、熱間圧延を施すことにより、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備することができる。なお、熱間圧延条件については特に限定されず、常法に従えばよい。準備する熱延鋼板の板厚は、製造性の観点から、３．０ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下が好ましい。
熱延鋼板の準備工程では、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備する。熱延鋼板の準備方法については特に限定されず、通常の方法を採用することができる。例えば、転炉および電気炉等、公知の溶解炉で、任意の二次精錬を経て、上記の成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊法によりスラブとする。二次精錬については、取鍋精錬、真空精錬などが挙げられ、特には、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）法が好ましい。また、生産性および品質面から、連続鋳造法が好ましい。ついで、スラブを１１００～１２５０℃に加熱し、該スラブに、熱間圧延を施すことにより、上記の成分組成を有する熱延鋼板を準備することができる。なお、熱間圧延条件については特に限定されず、常法に従えばよい。準備する熱延鋼板の板厚は、製造性の観点から、３．０ｍｍ以上、５．０ｍｍ以下が好ましい。
【0073】
ついで、任意に、熱延鋼板に酸洗等を施して脱スケールを行う。また、酸洗前に、熱延鋼板にショットブラストを施してスケール除去を行ってもよい。
【0074】
熱延板焼鈍：省略
上述したように、熱延板焼鈍では粗大なＬａｖｅｓ相が析出するため、熱延板焼鈍を行うと冷延鋼板の析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下とならず、冷延焼鈍鋼板の靭性を向上させることが出来ない。よって、熱延板焼鈍を省略する（熱延板焼鈍を行わない）。
上述したように、熱延板焼鈍では粗大なＬａｖｅｓ相が析出するため、熱延板焼鈍を行うと冷延鋼板の析出Ｎｂ量が０．１５質量％以下とならず、冷延焼鈍鋼板の靭性を向上させることが出来ない。よって、熱延板焼鈍を省略する（熱延板焼鈍を行わない）。
【0075】
［冷間圧延工程］
冷間圧延工程では、上記熱延鋼板に、総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板とする。
冷間圧延工程では、上記熱延鋼板に、総圧下率４０％以上の冷間圧延を施して、冷延鋼板とする。
【0076】
冷間圧延の総圧下率：４０％以上
上述したように、冷間圧延により多量の転位を導入でき、冷間圧延後の冷延板焼鈍中に析出するＬａｖｅｓ相の微細分散化効果が得られる。冷延焼鈍鋼板において優れた靭性を得るためには、冷間圧延における圧下率が４０％以上であることが必要である。よって、冷間圧延の総圧下率は４０％以上とする。冷間圧延の総圧下率は、好ましくは５０％以上である。一方、冷間圧延の総圧下率の上限は特に限定されないが、冷間圧延の負荷が過大にならないようにするために、冷間圧延の総圧下率は、好ましくは７０％以下である。
上述したように、冷間圧延により多量の転位を導入でき、冷間圧延後の冷延板焼鈍中に析出するＬａｖｅｓ相の微細分散化効果が得られる。冷延焼鈍鋼板において優れた靭性を得るためには、冷間圧延における圧下率が４０％以上であることが必要である。よって、冷間圧延の総圧下率は４０％以上とする。冷間圧延の総圧下率は、好ましくは５０％以上である。一方、冷間圧延の総圧下率の上限は特に限定されないが、冷間圧延の負荷が過大にならないようにするために、冷間圧延の総圧下率は、好ましくは７０％以下である。
【0077】
上記以外の冷間圧延工程における条件については特に限定されず、常法に従えばよい。ただし、冷間圧延で導入したひずみを保つ観点から、中間焼鈍は行わない。
以上の工程により、本発明の冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板が得られる。
以上の工程により、本発明の冷延焼鈍鋼板の素材となる冷延鋼板が得られる。
【0078】
［冷延板焼鈍工程］
ついで、上記工程で得られた冷延鋼板に、焼鈍温度９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で焼鈍を施す。
ついで、上記工程で得られた冷延鋼板に、焼鈍温度９５０～１０８０℃、焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎの条件で焼鈍を施す。
【0079】
焼鈍温度：９５０～１０８０℃
この冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させることが重要である。鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させ、その粒界ピン止め効果により、結晶粒の粗大化が抑制できる。その結果、得られた冷延焼鈍鋼板（製品板）において、優れた靭性を実現することが可能となる。ここで、焼鈍温度が９５０℃未満の場合、製品板中に粗大な未再結晶粒が残存し、良好な靭性を得られない場合がある。また、焼鈍温度が１０８０℃超の場合、昇温中に析出したＬａｖｅｓ相が再度鋼中に固溶し、上記のピン止め効果が得られず、結晶粒の粗大化により靭性が低下する。そのため、焼鈍温度は９５０～１０８０℃の範囲とする。焼鈍温度は、好ましくは９８０℃以上である。また、焼鈍温度は、好ましくは１０６０℃以下である。
この冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させることが重要である。鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させ、その粒界ピン止め効果により、結晶粒の粗大化が抑制できる。その結果、得られた冷延焼鈍鋼板（製品板）において、優れた靭性を実現することが可能となる。ここで、焼鈍温度が９５０℃未満の場合、製品板中に粗大な未再結晶粒が残存し、良好な靭性を得られない場合がある。また、焼鈍温度が１０８０℃超の場合、昇温中に析出したＬａｖｅｓ相が再度鋼中に固溶し、上記のピン止め効果が得られず、結晶粒の粗大化により靭性が低下する。そのため、焼鈍温度は９５０～１０８０℃の範囲とする。焼鈍温度は、好ましくは９８０℃以上である。また、焼鈍温度は、好ましくは１０６０℃以下である。
【0080】
焼鈍時間：５ｓ～１０ｍｉｎ
上述したように、この冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させることが重要である。ここで、焼鈍時間が５ｓ未満の場合、鋼板中に粗大な未再結晶粒が残存し、良好な靭性を得られない場合がある。また、焼鈍時間が１０ｍｉｎ超の場合、Ｌａｖｅｓ相の粗大化が生じ、それにより結晶粒が粗大化し、靭性が低下する。このため、焼鈍時間は５ｓ～１０ｍｉｎ（５ｓ～６００ｓ）の範囲とする。焼鈍時間は、好ましくは２０ｓ以上である。また、焼鈍時間は、好ましくは５ｍｉｎ以下である。
上述したように、この冷延板焼鈍工程では、冷延鋼板中にＬａｖｅｓ相を微細析出させることが重要である。ここで、焼鈍時間が５ｓ未満の場合、鋼板中に粗大な未再結晶粒が残存し、良好な靭性を得られない場合がある。また、焼鈍時間が１０ｍｉｎ超の場合、Ｌａｖｅｓ相の粗大化が生じ、それにより結晶粒が粗大化し、靭性が低下する。このため、焼鈍時間は５ｓ～１０ｍｉｎ（５ｓ～６００ｓ）の範囲とする。焼鈍時間は、好ましくは２０ｓ以上である。また、焼鈍時間は、好ましくは５ｍｉｎ以下である。
【0081】
なお、焼鈍温度は、冷延板焼鈍中に到達した最高温度である。また、焼鈍時間は、（焼鈍温度－１０℃）～焼鈍温度の温度域での保持時間であり、保持時間中に温度は常に一定でなくてもよい。
【0082】
上記の冷延板焼鈍後、任意に、酸洗等を施して脱スケールを行う。
【0083】
かくして得られた冷延焼鈍鋼板は、その後、それぞれの用途に応じて、切断や曲げ加工、プレス加工、張出し加工、絞り加工等の加工を実施し、自動車やオートバイの排気管、触媒外筒材等に成形される。また、これらの部材を溶接する方法については、特に限定されず、ＭＩＧ（Ｍｅｔａｌ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ）、ＭＡＧ（Ｍｅｔａｌ Ａｃｔｉｖｅ Ｇａｓ）、ＴＩＧ（Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ｉｎｅｒｔ Ｇａｓ）等の通常のアーク溶接や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接、および電縫溶接などの高周波抵抗溶接、高周波誘導溶接等を適用することができる。
【0084】
上記以外の製造条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
【0085】
本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の板厚は、１．８ｍｍ以上２．８ｍｍ以下である。前記板厚は、好ましくは２．５ｍｍ以下である。
【0086】
また、本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の特性（耐酸化性、耐高温疲労特性および靭性）については、上述したとおりである。
【実施例0087】
表１に示した成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して５０ｋｇ鋼塊とした。ついで、５０ｋｇ鋼塊を鍛造した。この鋼塊を１１７０℃に加熱し、その後、熱間圧延を施し、熱延鋼板を準備した。それぞれの熱延鋼板の板厚を表２に示す。なお、比較のためＮｏ．１８およびＮｏ．１９では表２に示す条件で熱延板焼鈍を行った。
【0088】
これらの熱延鋼板および熱延焼鈍鋼板の表裏面を研磨し、スケール除去を行った。ついで、熱延鋼板（ただし、Ｎｏ．１８およびＮｏ．１９は熱延焼鈍鋼板）に冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。それぞれの冷間圧延総圧下率と冷延鋼板の板厚を表２に示す。かくして得られた冷延鋼板について、上述した方法により、析出Ｎｂ量を測定した。結果を表２に示す。ついで、冷延鋼板に、表２に示す条件で冷延板焼鈍を施し、その後、鋼板表面を研磨してスケール除去を行い、最終製品となる冷延焼鈍鋼板を得た。
【0089】
また、得られた冷延焼鈍鋼板について、以下の試験方法に従い、（１）耐酸化性、（２）耐高温疲労特性、および、（３）靭性を評価した。結果を表２に併記する。
【0090】
（１）耐酸化性
＜耐連続酸化性の評価試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、試験片の上部に４ｍｍφの穴をあけた。ついで、試験片の表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂した。ついで、１１００℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に、試験片を吊り下げ、その状態で２００時間保持した。保持後、次式により、試験片の酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
ここで、［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］は、保持後の試験片の質量から保持前の試験片の質量を減じることにより算出した。また、保持後の試験片の質量には、剥離した酸化スケールの質量は含めないものとした。
なお、試験は各冷延焼鈍鋼板について２回実施した。酸化スケール剥離の有無は、目視により２回の試験の試験片で確認し、少なくとも１回の試験で酸化スケール剥離があった場合は酸化スケール剥離ありとした。また、異常酸化の有無については、２回の試験とも酸化増量が５０ｇ／ｍ２未満（酸化増量＜５０ｇ／ｍ２）の場合は異常酸化なし、少なくとも１回の試験で酸化増量が５０ｇ／ｍ２以上（酸化増量≧５０ｇ／ｍ２）の場合は異常酸化ありと判断した。そして、以下の基準で、耐連続酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり
＜耐連続酸化性の評価試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、試験片の上部に４ｍｍφの穴をあけた。ついで、試験片の表面および端面を＃３２０のエメリー紙で研磨し、脱脂した。ついで、１１００℃に加熱保持した大気雰囲気の炉内に、試験片を吊り下げ、その状態で２００時間保持した。保持後、次式により、試験片の酸化増量（ｇ／ｍ２）を算出した。
［酸化増量（ｇ／ｍ２）］＝［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］÷［試験片の表面積（ｍ２）］
ここで、［保持前後での試験片の質量増加量（ｇ）］は、保持後の試験片の質量から保持前の試験片の質量を減じることにより算出した。また、保持後の試験片の質量には、剥離した酸化スケールの質量は含めないものとした。
なお、試験は各冷延焼鈍鋼板について２回実施した。酸化スケール剥離の有無は、目視により２回の試験の試験片で確認し、少なくとも１回の試験で酸化スケール剥離があった場合は酸化スケール剥離ありとした。また、異常酸化の有無については、２回の試験とも酸化増量が５０ｇ／ｍ２未満（酸化増量＜５０ｇ／ｍ２）の場合は異常酸化なし、少なくとも１回の試験で酸化増量が５０ｇ／ｍ２以上（酸化増量≧５０ｇ／ｍ２）の場合は異常酸化ありと判断した。そして、以下の基準で、耐連続酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり
【0091】
＜耐繰り返し酸化性の評価試験＞
耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、試験片を準備する。ついで、大気雰囲気の炉内に試験片を吊り下げ、以下の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返した。
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
上記の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返したのち、耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、酸化スケール剥離の有無の確認、および、異常酸化の有無の判断を行った。そして、以下の基準で、耐繰り返し酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり
耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、試験片を準備する。ついで、大気雰囲気の炉内に試験片を吊り下げ、以下の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返した。
（ａ）２００℃で１分保持
（ｂ）２００℃から１１００℃へ昇温（平均昇温速度３０℃／分）
（ｃ）１１００℃で２０分保持
（ｄ）１１００℃から２００℃へ降温（平均降温速度９０℃／分）
上記の（ａ）～（ｄ）により構成されるサイクルを４００回繰り返したのち、耐連続酸化性の評価試験と同じ要領で、酸化スケール剥離の有無の確認、および、異常酸化の有無の判断を行った。そして、以下の基準で、耐繰り返し酸化性を評価した。
〇（合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離なし
△（不合格）：異常酸化なし、かつ、酸化スケール剥離あり
×（不合格）：異常酸化あり
【0092】
（２）耐高温疲労特性
＜高温疲労試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から、機械加工により図１に示す形状の試験片を作製した。試験は９５０℃で行い、９５０℃に昇温後３０分保持してから試験を開始した。試験片に応力振幅５０ＭＰａの曲げ応力を応力比－１で繰り返し付与し、破断までの曲げ回数を測定した。回転速度は１３００ｒｐｍ（２２Ｈｚ）とした。
そして、測定した破断までの曲げ回数（破断サイクル数）により、以下の基準で評価した。
○（合格）：１．０×１０６サイクル以上
×（不合格）：１．０×１０６サイクル未満
＜高温疲労試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から、機械加工により図１に示す形状の試験片を作製した。試験は９５０℃で行い、９５０℃に昇温後３０分保持してから試験を開始した。試験片に応力振幅５０ＭＰａの曲げ応力を応力比－１で繰り返し付与し、破断までの曲げ回数を測定した。回転速度は１３００ｒｐｍ（２２Ｈｚ）とした。
そして、測定した破断までの曲げ回数（破断サイクル数）により、以下の基準で評価した。
○（合格）：１．０×１０６サイクル以上
×（不合格）：１．０×１０６サイクル未満
【0093】
（３）靭性
＜シャルピー衝撃試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から、機械加工により、長さ５５ｍｍ×幅１０ｍｍ×板厚、長手方向の中央に幅方向の深さ２ｍｍのＶノッチを加工したシャルピー試験片を作製した。また、シャルピー試験片は長手方向が圧延方向となるように作製した。これらの試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に準拠し、－５０～５０℃の温度範囲にて温度間隔１０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。ついで、破断後試験片について、破面の脆性破面率を測定した。各試験温度で３回試験を実施し、その平均脆性破面率を求めた。その後、各試験温度の平均脆性破面率を結んだ曲線から脆性破面率が５０％となる温度を求め、これをＤＢＴＴ（延性脆性遷移温度（℃））とした。
そして、求めたＤＢＴＴにより、以下の基準で評価した。
◎（合格、優れる）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ≧１０
○（合格）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ≧０
×（不合格）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ＜０
＜シャルピー衝撃試験＞
上記のようにして得た冷延焼鈍鋼板から、機械加工により、長さ５５ｍｍ×幅１０ｍｍ×板厚、長手方向の中央に幅方向の深さ２ｍｍのＶノッチを加工したシャルピー試験片を作製した。また、シャルピー試験片は長手方向が圧延方向となるように作製した。これらの試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に準拠し、－５０～５０℃の温度範囲にて温度間隔１０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。ついで、破断後試験片について、破面の脆性破面率を測定した。各試験温度で３回試験を実施し、その平均脆性破面率を求めた。その後、各試験温度の平均脆性破面率を結んだ曲線から脆性破面率が５０％となる温度を求め、これをＤＢＴＴ（延性脆性遷移温度（℃））とした。
そして、求めたＤＢＴＴにより、以下の基準で評価した。
◎（合格、優れる）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ≧１０
○（合格）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ≧０
×（不合格）：２０＋２０（ｔ－１．８）－ＤＢＴＴ＜０
【0094】
【表1】
【0095】
【表2】
【0096】
表２に示したように、発明例ではいずれも、優れた耐酸化性および耐高温疲労特性を有するとともに、優れた靭性を有していた。
【0097】
一方、比較例では、耐酸化性、耐高温疲労特性、靭性の少なくとも１つが十分に得られなかった。
【0098】
すなわち、Ｎｏ．１４は、Ｎｂ含有量が適正範囲に満たず、耐高温疲労特性および靭性が不合格であった。
Ｎｏ．１５は、Ｃｒ含有量が適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）および耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１６は、Ｍｏ含有量が適正範囲に満たず、耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１７は、Ａｌ含有量が適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）および耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１８、１９は、熱延板焼鈍を行ったため、冷延鋼板の析出Ｎｂ量が適正範囲を超え、靭性が不合格であった。
Ｎｏ．２０～２２は、冷延板焼鈍条件が適切範囲外であるために、靭性が不合格であった。
Ｎｏ．２３は、冷間圧延の総圧下率が適切範囲外であるために、靭性が不合格であった。
Ｎｏ．１５は、Ｃｒ含有量が適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）および耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１６は、Ｍｏ含有量が適正範囲に満たず、耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１７は、Ａｌ含有量が適正範囲に満たず、耐酸化性（耐連続酸化性および耐繰り返し酸化性）および耐高温疲労特性が不合格であった。
Ｎｏ．１８、１９は、熱延板焼鈍を行ったため、冷延鋼板の析出Ｎｂ量が適正範囲を超え、靭性が不合格であった。
Ｎｏ．２０～２２は、冷延板焼鈍条件が適切範囲外であるために、靭性が不合格であった。
Ｎｏ．２３は、冷間圧延の総圧下率が適切範囲外であるために、靭性が不合格であった。
【産業上の利用可能性】
【0099】
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、自動車等の排気系部材用として好適である。また、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、火力発電システムの排気系部材や固体酸化物タイプの燃料電池用部材（セパレータ、インタコネクター、改質器等）としても好適に用いることができる。
【図1】