JP2009030078A

JP2009030078A - 耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2009030078A
Application number: JP2007192109A
Authority: JP
Inventors: Masaharu Hatano; 正治秦野; Hiroyuki Miyamoto; 博之宮本; Noriyuki Jinbo; 規之神保
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp; Doshisha Co Ltd
Current assignee: Doshisha Co Ltd; Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2007-07-24
Filing date: 2007-07-24
Publication date: 2009-02-12

Abstract

【課題】本発明は、製品板の集合組織ならびに最終焼鈍前の加工集合組織を規定し，それを熱間圧延以降の冷間あるいは温間工程においてコントロールして、耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０３０％、Ｔｉ：０．３５％以下、Ａｌ：０．１％以下からなるフェライト系ステンレス鋼板を、冷間圧延に先立ち、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を通過する塑性加工を施すことにより、最終焼鈍に供する加工集合組織を板厚中心の板面において｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂとし、Ｉａ≧５かつＩａ／Ｉｂ＞１とし、製品板の集合組織を板厚中心の板面において、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さが０．１ｍｍ未満でかつそれら存在が１０〜５０面積％にする。
【選択図】図１

Description

本発明は、耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関するものである。

フェライト系ステンレス鋼板は、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で使用されている。しかしながら、オ−ステナイト系ステンレス鋼板に比べ、加工性に劣るため、用途が限定される場合があった。

近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化が可能となり、更にＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、加工性と耐食性を高めたフェライト系ステンレス鋼板は広範囲の加工用途へ適用されつつある。これは、フェライト系ステンレス鋼が屋内環境において良好な耐食性を有し、多量のＮｉを添加するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れるためである。

従来、フェライト系ステンレス鋼板の加工後の表面品質は、鋼板をプレス成形した時に圧延方向に沿って生じる微細な凹凸、いわゆるリジングと呼ばれる現象によって著しく劣化する。リジングの成因は必ずしも明確ではないが、圧延方向に沿って配列した類似の結晶方位を持つコロニーが存在し、各コロニー間の塑性変形挙動の差に基づいて発生するものと理解されている。ここで、コロニーは凝固組織の粗大粒に由来して形成されるところが大きいと考えられている。

リジングは、上述したようなフェライト系ステンレス鋼の極低炭素・窒素化により顕在化しやすい場合がある。すなわち、凝固組織で粗大粒が形成しやすくなり、リジングの成因となる｛００１｝面方位のコロニーが生じやすくなるためである。

これまで、炭素や窒素を低減したフェライト系ステンレス鋼の耐リジング性改善ついては、凝固組織の粗大粒を微細化・ランダム方位化することを主眼として、下記の対策が有効な手段と考えられている。
（１）凝固段階での微細化・ランダム方位化
（２）熱間圧延工程での微細化・ランダム方位化

（１）は、リジングの成因となる粗大粒を初期から細かくしておく考え方に基づいている。古くから、特許文献１などのように、粗大柱状晶の等軸微細化、ランダム方位化を目的とした電磁攪拌、凝固核の接種、鋳造温度を低下することが開示されている。近年では、例えば、特許文献２，特許文献３，特許文献４のように、成分と凝固核の接種方法により介在物を規定することで凝固組織を微細化する技術が開示されている。

（２）は、リジングの成因となる粗大粒を熱間圧延での再結晶と加工歪により破壊する考え方に基づいている。例えば、特許文献５，特許文献６，特許文献７には、圧延温度，歪速度，圧下率，摩擦係数等の関係を詳細に規定する製造技術が開示されている。

一方、フェライト系ステンレス鋼板の加工性向上は、深絞り性すなわちｒ値を向上させる考え方に基づいている。例えば、特許文献８および特許文献９には、熱間圧延条件を規定してｒ値を向上させる製造技術が開示されている。

また、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値と集合組織とは密接な関係にあり、特許文献１０，特許文献１１，特許文献１２には集合組織を規定してｒ値を向上させる技術が開示されている。特許文献１０と特許文献１１は、ｒ値の向上に有効な｛１１１｝面方位を多く生成させ，ｒ値の低下要因となり得る｛００１｝面方位を低減する考え方に基づいている。具体的には、｛１１１｝面と｛００１｝面のＸ線積分強度比｛１１１｝／｛００１｝が特許文献１０では５以上，特許文献１１では１５以上と規定している。一方、特許文献１２は、上述の強度比を高めることに加え，ｒ値の面内異方性を低減するために｛１１１｝＜１１２＞面と｛１１１｝＜０１１＞面の強度比を規定している。

上述した通り、耐リジング性の向上には、凝固組織に由来して形成するコロニーを凝固あるいは熱間圧延の段階で微細化・ランダム方位化することが有効である。一方、ｒ値の向上については、集合組織をコントロールして、｛１１１｝面方位の存在量を増加させ，｛００１｝面方位の存在量を低減することが効果的である。すなわち、従来技術は、凝固組織に由来したコロニーの要因となり得る｛００１｝面方位を徹底的に低減することによって耐リジング性とｒ値の向上を達成するものである。

特開昭５０−１２３２９４号公報特開平１０−３２４９５６号公報特開２０００−１９２１９９号公報特開２００１−２９４９９１号公報特公平４−９８５１号公報特開平７−３１０１２２号公報特開平１０−２８００４６号公報特開昭６２−７７４２３号公報特開平７−２６８４８５号公報特開平３−８１０３６公報特開２００２−２８５３００公報特開２００５−１６３１３９公報

前述のように、フェライト系ステンレス鋼は極低炭素・窒素化により、凝固組織に由来するコロニーを生じやすい場合がある。すなわち、熱延鋼板においても｛００１｝面方位のコロニーが残存する場合がある。言い換えると、凝固あるいは熱間圧延の工程において数多くの制約を課す従来技術の対策は、必ずしも有効に作用しない場合も発生する。そのような場合、熱間圧延以降の工程において、上述のコロニーの影響を低減・無害化する有効な先行技術は未だ出現していないのが現状である。

本発明は、炭素や窒素を低減して凝固組織に由来するコロニーの影響が熱延鋼板に残存しやすいフェライト系ステンレス鋼についても、熱間圧延以降においてその影響を低減・無害化することを目的とする。

すなわち、本発明は、製品板の集合組織ならびに最終焼鈍前の加工集合組織を規定し，それを熱間圧延以降の冷間あるいは温間工程においてコントロールすることにより、上記課題を解決し、耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供する。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．３５％以下、Ａｌ：０．１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心の板面において、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さが０．１ｍｍ未満でかつそれら存在が１０〜５０面積％であり，圧延方向に対し０°，４５°，９０°の平均ｒ値が１．６以上かつΔｒ値が０．５以下であることを特徴とする耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
（２）前記鋼の最終焼鈍に供する加工集合組織が、板厚中心の板面において｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂとした場合、Ｉａ≧５かつＩａ／Ｉｂ＞１の関係を満足することを特徴とする（１）に記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
（３）圧延方向に対して伸び歪１６％を付与した後のリジング高さが５μｍ以下であることを特徴とする（１）または（２）に記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
（４）前記鋼が、さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）から（３）のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
（５）（１）または（４）に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし，次いで焼鈍と冷間圧延を繰り返す鋼板の製造方法において、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を通過する塑性加工を施した後、冷間圧延を施して焼鈍することを特徴とする（１）から（４）のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）（１）または（４）に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし，次いで焼鈍と冷間圧延を繰り返す鋼板の製造方法において、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を通過する塑性加工を施した後、焼鈍を行い、次いで冷間圧延を施して焼鈍することを特徴とする（１）から（４）のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

以下、上記（１）〜（４）の鋼板に係わる発明及び（５）、（６）の製造方法に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（６）の発明を合わせて、本発明ということがある。

以上に説明したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、製品板の集合組織ならびに最終焼鈍前の加工集合組織を規定することにより、耐リジング性とｒ値の両者を向上させることが出来る。このフェライト系ステンレス鋼板は、本発明の製造方法によって、熱間圧延以降の製造工程において目的とする集合組織にコントロールすることができる。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、炭素や窒素を低減したフェライト系ステンレス鋼板のリジングやｒ値に及ぼす製品板の集合組織ならびに最終焼鈍前の加工集合組織の影響について鋭意研究を行い、本発明を完成させた。以下にその代表的な実験結果について説明する。

表１に成分を示すフェライト系ステンレス鋼の４ｍｍ厚実機熱延板を用いて、熱延板焼鈍を行い酸洗した。次に、熱延焼鈍板は、図１に示すような１２０°の角度のついた経路を持つダイス中を通過させる塑性加工を行った。押し出し方向は、圧延方向とした。その後、焼鈍あるいは焼鈍することなく１回および２回の冷間圧延により０．６ｍｍ厚冷延板とした。２回の冷間圧延の場合は、中間材を２ｍｍ厚とした。冷延板は、最終焼鈍と酸洗を行い、リジング高さとｒ値の評価ならびに集合組織の調査・解析に供した。焼鈍温度はいずれも９２０℃で実施した。

比較材として、４ｍｍ厚熱延板から、図１に示す塑性加工を施さない、１回および中間焼鈍を含む２回の冷間圧延により０．６ｍｍ厚の冷延焼鈍板を製造した。２回の冷間圧延は、中間材を２ｍｍ厚とした。

リジング高さは、ＪＩＳ５号試験片を採取して，圧延方向に１６％の伸び歪を付与し，２次元粗さ測定器により表面プロファイルを測定し，最大の凹凸高さとした。ｒ値は、圧延方向に対し、０°，４５°，９０°方向にＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を採取し，１６％伸び歪での値を求めた。平均ｒ値とΔｒ値は、次式により平均ｒ値を計算した。
平均ｒ＝（ｒ_0°＋２ｒ_45°＋ｒ_90°）／４，
Δｒ＝（ｒ_0°−２ｒ_45°＋ｒ_90°）／２

最終焼鈍材は、板厚中心の板面においてＥＢＳＰ法により倍率１００の視野で結晶方位マップを測定し，結晶粒毎の方位を確認して｛００１｝および｛１１２｝面方位からなる領域を同一色で表示できる。以下、この同一色で表示された｛００１｝および｛１１２｝面方位からなる領域を、｛００１｝面方位領域のように呼ぶことにする。このようなＥＢＳＰ法による測定を行って｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さと面積率を求めた。０．６ｍｍ厚冷間圧延材は、板厚中心の板面においてＸ線回折により結晶粒方位分布関数（ＯＤＦ）を測定し，｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比を求めた。

表２は、上述した実験結果を示したものである。表２から明らかなように、符号１〜符号４は、図１に示すようなダイスを通過させる塑性加工を行ったものであり、比較材の符号５と符号６よりも、平均ｒ値は高くΔｒ値は低く，リジング高さは小さい。

符号１〜符号４の集合組織は、冷延焼鈍板の板厚中心の板面において｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さが小さくかつそれら面積率が大きい。さらに、最終焼鈍に供する冷間圧延材の加工集合組織において｛００１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比も大きいという特徴を持つ。

一方、符号５，６は、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の面積率が小さくても、｛００１｝や｛１１２｝面方位領域の最大長さは０．１ｍｍを超えており，圧延方向に対して複数の結晶粒が連なったコロニ−として観察される。符号１〜符号４の｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さは０．１ｍｍ未満であり、符号３および符号４では｛００１｝および｛１１２｝面方位領域が結晶粒径に近いサイズで分布しているという特徴を持つ。

上述した符号１〜４は、図２および図３から明らかなように、従来技術の考え方において、ｒ値や耐リジング性の低下要因と理解されているα−ｆｉｂｅｒと呼ばれている｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の存在量が多いにも関らず，高いｒ値と小さな塑性異方性（Δｒ）ならびに良好な耐リジング性を有している。その理由について考察するために、ＥＢＳＰ法ならびにＸ線回折法に加えて，ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いた詳細な組織解析を行い、下記の新しい知見を得た。

（ａ）鋼板の移動方向に対して角度の付いた経路を通過する塑性加工を施すと、冷延素材には、転位密度の高い変形帯が導入されるとともに、集合組織の変化を生じる。
（ｂ）変形帯は、｛００１｝面方位のコロニー中にも導入される。ここで、コロニーとは板面からＥＢＳＰ方位マップを測定した際、｛００１｝面方位領域の最大長さが０．１ｍｍを越えるものを呼ぶことにする。コロニー状も同じく０．１ｍｍを超えていることを意味するものとする。
（ｃ）集合組織は、｛１１０｝＜００１＞と｛１１２｝＜１１１＞の方位が新たに出現するという変化を生じる。
（ｄ）次いで冷間圧延すると、｛００１｝面および｛１１２｝面方位領域からなるコロニーは変形帯によって分断される。
（ｅ）冷間圧延後の加工集合組織は、｛１１１｝＜１１２＞と｛００１｝＜１１０＞が発達するという特徴を持つ。
（ｆ）冷間圧延後に｛００１｝＜１１０＞が発達する要因は、冷延素材に出現した｛１１２｝＜１１１＞方位に由来する冷延集合組織であると考えられる。
（ｇ）続いて最終焼鈍すると、変形帯は再結晶の核生成サイトとして作用して｛００１｝面方位領域に由来するコロニーは分断・粉砕される。すなわち、凝固組織に由来する｛００１｝面方位領域は、コロニー状に連なることなく、結晶粒単位に近い大きさで分散されることになる。
（ｈ）最終焼鈍後の再結晶集合組織は、冷延集合組織に基づいて、｛１１１｝＜１１２＞〜｛５５４｝＜２２５＞が主方位として発達し，｛００１｝〜｛１１２｝＜１１０＞方位も副方位として比較的多く存在することになる。
（ｉ）耐リジング性は、｛００１｝〜｛１１２｝＜１１０＞面方位領域がコロニー状に連なることなく、結晶粒単位に近い大きさで分散することにより向上したと推察する。また、コロニーの影響を無害化して耐リジング性を向上させるには、冷間圧延前に中間焼鈍を実施することも効果的である。
（ｊ）ｒ値は、母地の集合組織として｛１１１｝＜１１２＞〜｛５５４｝＜２２５＞方位が発達することにより向上したと推察する。さらに、｛１１２｝方位も比較的多く存在することは４５°方位のｒ値向上に寄与し、面内異方性Δｒ値の低減にも有効である。

前記（１）〜（６）の本発明は、上記（ａ）〜（ｊ）の知見に基づいて完成されたものである。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。

Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．００１％が好ましい。より好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００２〜０．００５％とする。

Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかし、固溶強化元素であり、伸びの低下抑制からその含有量は少ないほど良いため、上限を１％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％が好ましい。より好ましくは、加工性や製造コストを考慮して０．０３〜０．３０％とする。

Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を１％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％が好ましい。より好ましくは、加工性と製造コストを考慮して０．０３〜０．３０％とする。

Ｐは、ＳｉやＭｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．０５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．００５％が好ましい。より好ましくは、製造コストと加工性を考慮して０．０１０〜０．０３０％とする。

Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。そのため、上限は０．０１％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０００１が好ましい。より好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００１０〜０．００５０％とする。

Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素であり、下限を１０％とする。但し、２５％超の添加は靱性低下により製造性が阻害され、伸びも劣化する。好ましくは、耐食性および製造性と加工性を考慮して１６〜１９％とする。

Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３０％とする。但し、過度の低下は凝固時にフェライト粒生成の核となるＴｉＮが析出せず、凝固組織が柱状晶化し、製品板成形時の耐リジング性が劣化する懸念がある。そのため、下限は０．００１％が好ましい。より好ましくは、製造コストと耐食性を考慮して０．００５〜０．０１５％とする。

Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｐと結合して耐食性、耐粒界腐食性および成形性を向上させるとともに、凝固組織の微細化に寄与する。そのため、下限は０．０５％が好ましい。一方、Ｔｉも固溶強化元素であり、過度の添加は伸びの低下に繋がるため、上限を０．３５％とする。より好ましくは、溶接部の粒界腐食性や成形性を考慮して０．１０〜０．２０％とする。

Ａｌは、脱酸元素として有効な元素である。但し、過度の添加は成形性、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１％とする。好ましくは、精錬コストを考慮して０．０１〜０．０５％とする。

Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの晶出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングなどの粗大凝固組織に由来する方位粒を低減できる他、成形性の向上をもたらす。そのため、添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５０％を超えると溶接性が劣化する。ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストを考慮して０．０００２〜０．００２０％とする。

Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素であり、添加する場合は１％以下とする。１％を超えると材料強度を上昇させて延性の低下をもたらす。その効果は、０．０１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や成形性と耐食性を考慮して０．０５〜０．６％とする。

Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、添加する場合は２．０％以下とする。２．０％を超えると成形性、特に延性の低下をもたらす。その効果は、０．１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や延性を考慮して０．３〜１．５％とする。

Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、Ｔｉ添加鋼への添加は有効である。添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５％を超えると延性の低下をもたらす。その効果は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストや延性を考慮して０．０００３〜０．００３０％とする。

（Ｂ）集合組織に関する限定理由を以下に説明する。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分を有し、耐リジング性と加工性を向上させるために、集合組織を規定したものである。すなわち、[1]耐リジング性向上の視点から｛００１｝や｛１１２｝面方位領域がコロニー状に連なることなく結晶粒単位に近い大きさで分散させる，[2]ｒ値向上の視点から母地の｛１１１｝＜１１２＞〜｛５５４｝＜２２５＞方位を発達させるものである。

最終焼鈍板は、前記したように、ＥＢＳＰ法により結晶方位マップを測定し，結晶粒毎の方位と分散状態を把握する。ここで得られた方位マップから、各方位領域の最大長さや面積率を求めることができる。

ＥＢＳＰ法は、例えば、顕微鏡；鈴木清一，Ｖｏｌ．３９，Ｎｏ．２，１２１〜１２４に記載されているように、結晶方位マップを表示し，｛００１｝，｛１１２｝面方位の面積％を求めることができる。測定に供する試料は、板厚中心部の板面に平行な面とする。測定倍率は、×１００〜５００，ステップ間隔は焼鈍材で１０μｍ，加工材で０．２μｍとすることが好ましい。

最終焼鈍板の集合組織は、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域のコロニーを分断・破壊するために、それら方位を結晶粒単位に近い大きさで分散させる。従って、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さは０．１ｍｍ未満とする。好ましくは０．０５ｍｍ以下，より好ましくは０．０３ｍｍ以下である。上述した方位領域は、ＥＢＳＰ法で得られる方位マップにおいて、圧延方向に複数の結晶粒が連なった形態を有している場合が多い。そのため、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さは、圧延方向に伸張した長辺の長さとして定義する。前記（ｂ）で定義したように、ＥＢＳＰ方位マップにおいて、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の結晶粒が圧延方向に連なって０．１ｍｍを超えるものをコロニーあるいはコロニー状と呼ぶことにする。また、板面からＥＢＳＰで方位解析すると、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域は、圧延方向に＜１１０＞を向いている場合が多い。｛００１｝および｛１１２｝面方位領域は、圧延方向に＜１００＞から＜１１０＞の範囲を向いているものを含むものとする。

上述のような最大長さにコントル−ルした｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の面積率は、[1]耐リジング性向上の視点から、５０面積％以下とする。好ましくは４０面積％以下である。また、集合組織のコントロールは、熱間圧延以降の塑性加工により実施するため、上記面積率の下限を１０％とする。耐リジング性向上に有効な塑性加工を導入することを目的として、１５〜４０％の範囲が好ましい。

以上のように規定する集合組織とするために、最終焼鈍に供する加工集合組織は、｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比をＩａ，Ｉｂとした場合、Ｉａ≧５かつＩａ／Ｉｂ＞１を満たすものとする。Ｉａ＜５，Ｉａ／Ｉｂ＜１の場合、前記（ａ）〜（ｊ）に述べた手法での｛００１｝および｛１１２｝面方位領域のコロニー分断・破壊が不十分となる。

上記に記載のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折法による結晶粒方位分布関数（ＯＤＦと呼称される）から求めることができる。この関数は、例えば、軽金属；井上博史，Ｖｏｌ．４２，Ｎｏ．６，３５８〜３６７に記載されているように、材料座標系に対して結晶粒の方位を一義的に指定する三つの変数（ψ１，φ，ψ２）である。この関数を求めればオイラ−角（ψ１，φ，ψ２）の方位を持つ結晶粒の存在量を知ることができる。ここでは、上述のＯＤＦを、Ｘ線回折から測定した｛２００｝面，｛１１０｝面，｛２１１｝面の極点図から決定した。

具体的には、ψ２＝４５°断面上において、｛００１｝＜１１０＞は（０°，０°）および（９０°，０°），｛１１１｝＜１１０＞は（０°，５４．７°）および（６０°，５４．７°）の強度によりその存在量を知ることができる。また同解析において、｛１１１｝＜１１２＞は（３０°，５４．７°）および（９０°，５４．７°），｛１１２｝＜１１０＞は（０°，３４．７°）として関連する方位の存在量も知ることができる。

最終焼鈍板の集合組織は｛００１｝〜｛１１２｝面方位領域のコロニー分断・破壊に加えて、[2]ｒ値向上の視点から母地の｛１１１｝＜１１２＞〜｛５５４｝＜２２５＞方位を発達させる必要がある。最終焼鈍板において｛１１１｝＜１１２＞のＸ線ランダム強度比をＩｃとした場合、上述の解析において、好ましくはＩｃ＞５，より好ましくはＩｃ＞１０とする。

本発明に規定する集合組織とした場合、前述の方法でリジング高さと平均ｒ値およびΔｒ値を測定すると、リジング高さは５μｍ以下，平均ｒ値は１．６以上，Δｒ値は０．５以下とできる。より好ましくは、リジング高さ３μｍ以下，平均ｒ値２．０以上，Δｒ値０．３以下とする。これら特性は、｛１１１｝方位を発達させる冷間圧延と焼鈍を繰り返す製造方法においても達成することは容易でない。

（Ｃ）製造方法

前記（Ａ）項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、最終焼鈍板および加工後に前記（Ｂ）項に記載の集合組織とするためには、以下の製造条件が好ましい。

本製造に供する熱延板は、前記（Ａ）の成分を有していれば、その組織を特に限定するものではない。本発明の集合組織を形成するには、熱延板あるいは熱延焼鈍板を用いて冷間圧延前に、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を冷間あるいは温間で通過する塑性加工を施すことが好ましい。

上記の塑性加工は、例えば図１に示すような角度の付いた経路を持つダイス中を通過させる方法がある。この方法は、ＥＣＡＰ（Equal-channel angular pressing）法とも呼ばれ、図１に示すようにφ＝９０〜１７０°の角度で交差する等断面の２つのチャンネル２を有するダイス１中に材料４を通し、プランジャー３で押し出し、単純剪断変形を与えるものである。押し出し方向は、特に規定するものではないが、圧延方向と一致させることが好ましい。押し出し角度は、図１に示す模式図において、φ＝９０〜１７０°の範囲とする。本発明に規定する集合組織とするには、φ＝９０〜１５０°の範囲が好ましい。より好ましくはφ＝９０〜１２０°である。

前項記載の塑性加工は、１回以上行うものとし，耐リジング性向上効果を得るために複数回実施しても良い。塑性加工後の焼鈍は実施しても良い。加工温度は、常温でもよいが，常温〜４００℃までの温間で実施しても良い。

上述の方法により、冷延素材へ転位密度の高い変形帯を導入した後、焼鈍あるいは焼鈍をすることなく、冷間圧延を行う。冷間圧下率は、特に規定するものではないが、冷延焼鈍板を整粒化するために５０％以上とすることが好ましい。

冷間圧延前後に実施する焼鈍は、コロニーの分断・破壊を目的とした再結晶を目的としており、７５０℃以上、１０００℃未満が好ましい。７５０℃未満では、導入した変形帯を核生成サイトとして生かすことが困難である。焼鈍温度は、より好ましくは８００℃以上、さらに好ましくは８５０℃以上とする。一方、１０００℃を超える焼鈍では、結晶粒が粗大化し，製品板の表面性状に悪影響を与える場合がある。そのため、焼鈍温度は１０００℃未満、９５０℃以下とすることがより好ましい。

本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。

表３に成分を示すフェライト系ステンレス鋼鋳片２５０ｍｍ厚を溶製し、熱間圧延を行い板厚３．８ｍｍの熱延鋼板とした。これら熱延鋼板を用いて、冷間圧延に先立ち図１に示すような塑性加工を実施して、０．５〜２．０ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。塑性加工は、図１に示すダイスの角度φ，ダイスの通過させる回数（パス数），パス後の焼鈍条件を変化させて実施した。

比較のために、本発明の規定から外れる成分の熱延鋼板を用いて上述の塑性加工を実施して冷延焼鈍板を製造した。さらに、本発明で規定する成分の熱延鋼板を用いて上述のような塑性加工を実施しないで、焼鈍と冷間圧延を繰り返す製造方法で０．５〜１．０ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。

得られた冷延焼鈍板から、各種試験片を採取して、リジング高さと平均ｒ値，Δｒ値ならびに集合組織を評価した。リジング高さは、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し，圧延方向に１６％の伸び歪を付与し，２次元表面粗さ測定器により評価した最大の凹凸とした。平均ｒ値とΔｒ値は、圧延方向に対し、０°，４５°，９０°方向にＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を採取し，１６％伸び歪での各方向のｒ値を求め、次式により計算した。
平均ｒ＝（ｒ_0°＋２ｒ_45°＋ｒ_90°）／４，
Δｒ＝（ｒ_0°−２ｒ_45°＋ｒ_90°）／２

集合組織は、冷間圧延板と冷延焼鈍板の板厚中心の板面においてＥＢＳＰ法ならびにＸ線回折法により評価した。ＥＢＳＰ法では、×１００視野で結晶方位マップを測定し，結晶粒毎の方位を確認して｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さと面積率を求めた。方位領域のサイズは、観察される視野における長辺の長さとした。冷間圧延板は、Ｘ線回折により結晶粒方位分布関数（ＯＤＦ）を測定し，｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比を求めた。

製造条件と冷延焼鈍板の特性ならびに集合組織の関係を表４に示す。

製造Ｎｏ．１〜７は、本発明の成分を有し，本発明で規定する集合組織を満たすものである。本発明の集合組織は、冷間圧延に先立ち本発明の製造方法で述べた塑性加工を実施してコントロールしたものである。これら本発明例は、リジング高さ５μｍ以下，平均ｒ値１．６以上，Δｒ値０．５以下を満たす。

上記の本発明例は、製造Ｎｏ．９〜１３に示す冷間圧延と焼鈍を繰り返す製造方法で得られる鋼板と比較し，リジング高さが大きく低減されている。さらに、製造Ｎｏ１，３，４は、リジング高さ３μｍ以下，平均ｒ値２．０以上，Δｒ値０．３以下を満たすものであり、冷間圧延と焼鈍を繰り返して｛１１１｝方位を発達させる製造方法において達成することも容易でないことが分かる。

製造Ｎｏ．８は、本発明の規定から外れる成分であり、良好な耐リジング性を有するものの，本発明で規定する高いｒ値を得ることは出来ない。

本発明によれば、炭素や窒素を低減して凝固組織に由来するコロニーの影響が熱延鋼板に残存しやすいフェライト系ステンレス鋼についても、熱間圧延以降の工程において集合組織をコントロールして、優れた耐リジング性を有する高加工性フェライト系ステンレス鋼板を製造することが出来る。

冷間圧延に先立ち実施する塑性加工の模式図であり、（ａ）は斜視図、（ｂ）は斜視断面図である。｛００１｝，｛１１２｝面方位領域の面積率とｒ値の関係｛００１｝，｛１１２｝面方位領域の面積率とリジング高さの関係

符号の説明

１ダイス
２チャンネル
３プランジャー
４材料

Claims

質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２５％、Ｎ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．３５％以下、Ａｌ：０．１％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心の板面において、｛００１｝および｛１１２｝面方位領域の最大長さが０．１ｍｍ未満でかつそれら存在が１０〜５０面積％であり、圧延方向に対し０°，４５°，９０°の平均ｒ値が１．６以上かつΔｒ値が０．５以下であることを特徴とする耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
前記鋼の最終焼鈍に供する加工集合組織が、板厚中心の板面において｛００１｝＜１１０＞面および｛１１１｝＜１１０＞面のＸ線ランダム強度比をそれぞれＩａ，Ｉｂとした場合、Ｉａ≧５かつＩａ／Ｉｂ＞１の関係を満足することを特徴とする請求項１に記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
圧延方向に対して伸び歪１６％を付与した後のリジング高さが５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
前記鋼が、さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｎｂ：１％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板。
請求項１または４に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし，次いで焼鈍と冷間圧延を繰り返す鋼板の製造方法において、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を通過する塑性加工を施した後、冷間圧延を施して焼鈍することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
請求項１または４に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし，次いで焼鈍と冷間圧延を繰り返す鋼板の製造方法において、鋼板の移動方向に対して角度のついた経路を通過する塑性加工を施した後、焼鈍を行い、次いで冷間圧延を施して焼鈍することを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載の耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。