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JP5884211B1 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供する。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、破断伸びが２８％以上、平均r値が０．７５以上、かつ、ＦＬＤ（成形限界線図）に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上である。

Description

本発明は、十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板は、高価なNiを多量に含むオーステナイト系ステンレス鋼より経済的である。フェライト系ステンレス鋼の中でも特にＳＵＳ４３０系ステンレス鋼板（1６〜1８質量％Ｃｒ）は経済的なため、建材、輸送機器、家電製品、厨房器具、または、自動車部品などのさまざまな用途に使用されており、その適用範囲は近年さらに拡大しつつある。これらの用途に適用するためには、耐食性だけでなく、所定の形状に加工できる十分な成形性が求められる。
一方、ＳＵＳ４３０ 系ステンレス鋼板では外観が良好であることが求められる用途へ適用される場合が多く、耐リジング特性に優れることも必要とされる。リジングとは成形加工のひずみに起因して発生する表面凹凸のことである。フェライト系ステンレス鋼板では鋳造および／または熱延時に類似した結晶方位を有する結晶粒群（コロニー）が生成する場合がある。コロニーが残存する鋼板では成形加工時にコロニー部とその他の部位でひずみ量に大きな差が生じるために、成形後に表面凹凸（リジング）が発生する。成形後に過度のリジングが発生した場合、表面凹凸を除去するために研磨工程が必要となり成形品の製造コストが上昇するという問題がある。
特許文献１では、質量％で、Ｃ:０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ:１．０％以下、Ｐ:０．０５％以下、Ｓ:０．０１％以下、Ａｌ:０．００５％以下、Ｔｉ:０．００５％以下、Ｃｒ:１１〜３０％、Ｎｉ:０．７％以下を含み、かつ０．０６≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１２、１≦Ｎ／Ｃおよび１．５×１０−３≦（Ｖ×Ｎ）≦１．５×１０−２（Ｃ、Ｎ、Ｖはそれぞれ各元素の質量％を表す）を満たすことを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、本発明者らが特許文献１に記載の手法でフェライト系ステンレス鋼を製造したところ、鋼板の圧延方向については優れた破断伸びが得られた。しかし、プレス加工により張出成形性を主体とした排気ダクトの作製を試みたところ、所定の形状に成形することができず、破断伸びから期待されるほどの張出成形性が得られなかった。さらに、特許文献１の実施例では熱間圧延後にいわゆる箱焼鈍（例えば、８６０℃で８時間の焼鈍）を行っている。このような箱焼鈍は加熱や冷却の過程を含めると一週間程度掛かり、生産性が低いという問題がある。また、高額な遷移金属元素であるＶを添加することによる固溶Ｎの低減技術を用いているため、製造コストが高くなるという問題もある。さらに、熱延板焼鈍をフェライト単相温度域で箱焼鈍を行っているために、フェライトコロニーがほとんど破壊されずに残存するため、耐リジング性が著しく低下するという問題もある。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．５０％、Ｔｉ：０．００１〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．００１〜０．５０％、Ｎ：０．００５〜０．０５０％およびＢ：０．０００１０〜０．００５００％を含有した鋼を熱間圧延後、箱型炉あるいはＡＰライン(Ａｎｎｅａｌｉｎｇ ａｎｄ Ｐｉｃｋｌｉｎｇ ｌｉｎｅ)の連続炉を用いてフェライト単相温度域で熱延板焼鈍を行い、さらに冷間圧延および仕上げ焼鈍を行うことを特徴とする加工性と表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、箱型炉を用いた場合には上記の特許文献１と同様に生産性が低いという問題がある。これに加えて、特許文献２でも特許文献１と同様に張出成形を主体とするプレス部材の作製を試みたところ、所定の形状に成形することができず、破断伸びから期待されるほどの張出成形性が得られなかった。さらに、一般に特許文献２のようなフェライト系ステンレス鋼は、鋳造あるいは熱間圧延時に類似した結晶方位を有する結晶粒群（コロニー）が生成し、熱延板焼鈍をフェライト単相温度域で行うとフェライト相のコロニーを十分に破壊することができない。そのため、コロニーは熱延板焼鈍後の冷間圧延によって圧延方向に展伸して残存し、成形後に著しいリジングが生じるという問題がある。
特許文献３では、０．１５％以下のＣ、１３〜２５％のＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼であって、この鋼の熱延板をオーステナイトおよびフェライト相が共存する９３０〜９９０℃の範囲で１０分以内の焼鈍を行うことにより、組織をマルテンサイト相とフェライト相の二相組織とし、次いで、冷間圧延および冷延板焼鈍を行うことを特徴とする耐リジング性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。特許文献３では、加工性として伸びにのみ言及している。しかしながら、本発明者らが特許文献３に記載の方法で鋼板を製造し、張出成形を主体とした換気フードの作製を試みたところ、プレス加工中に割れが生じ所定の形状に成形できないことが散発し、破断伸びから期待されるほどの張出成形性が発現しない場合があることが明らかとなった。このように、特許文献３に記載のフェライト系ステンレス鋼板では引張試験における破断伸びは高いものの、プレス成形において求められる張出成形性を十分に発現させることができず、本発明が課題とする十分な成形性が得られているとは言えない。
以上のように、十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング性に優れたＳＵＳ４３０ 系ステンレス鋼板を、生産する技術は確立されていない。
特許第３５８４８８１号公報(再公表ＷＯ００/６０１３４号) 特許第３５８１８０１号公報(特開２００１−３１３４号) 特公昭４７−１８７８号公報
本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明において、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（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧２ｈｒ）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、４ｈｒ）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、２ｈｒ））を１サイクルとする試験）を８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、優れた成形性とは、優れた張出成形性、破断伸び、および平均ｒ値を有することを言う。優れた張出成形性とは、鋼の成形限界線図（Ｆｏｒｍｉｎｇ Ｌｉｍｉｔ Ｄｉａｇｒａｍ、ＦＬＤ）に基づいて決定される成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上であることを意味する。優れた破断伸びとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験における破断伸び（Ｅｌ）が圧延方向と直角方向の試験片で２８％以上であることを意味する。優れた平均ｒ値とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験において１５％のひずみを付与した際の下記（１）式により算出される平均ランクフォード値（以下、平均ｒ値と称す）が０.７５以上であることを意味する。
平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４ （１）
ここで、ｒLは圧延方向に平行な方向に引張試験した際のｒ値、ｒDは圧延方向に対して４５°の方向に引張試験した際のｒ値、ｒCは圧延方向と直角方向に引張試験した際のｒ値である。
さらに、優れた耐リジング特性とは、以下の方法で測定したリジング高さが２．５μｍ以下であることを意味する。リジング高さの測定は、まず、圧延方向に平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取する。次いで、採取した試験片の表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、２０％の引張ひずみを付与する。次いで、試験片の平行部中央の研磨面で、圧延方向に直角の方向に、表面粗度計でＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねり（Ｗａ）を測定する。測定条件は、測定長１６ｍｍ、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍである。この算術平均うねりをリジング高さとする。
課題を解決するために検討した。その結果、以下の知見を得た。適切な成分のフェライト系ステンレス鋼板に対して、熱間圧延後、冷間圧延する前に、フェライト相とオーステナイト相の二相域の好適な温度域で焼鈍（以下、熱延板焼鈍と称する）を行い、さらに、冷間圧延後の鋼板をフェライト単相域となる温度で焼鈍（以下、冷延板焼鈍と称する）を行うことにより、フェライト単相組織ではあるが、粒内の炭窒化物が多いフェライト粒と粒内の炭窒化物が少ないフェライト粒の混粒組織とする。その結果、十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られることを見出した。
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：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、破断伸びが２８％以上、平均r値が０．７５以上、かつ、ＦＬＤ（成形限界線図）に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上であるフェライト系ステンレス鋼板。
［２］質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含む上記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含む上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、鋼スラブに対して、熱間圧延を施した後、９００〜１１００℃の温度範囲で５秒〜１５分間保持する焼鈍を行い、次いで冷間圧延を施した後、８００〜９００℃の温度範囲で５秒〜５分間保持する焼鈍を行うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて質量％である。
本発明によれば、十分な耐食性を有し、成形性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、プレス加工で建材部品、家電製品の部品、厨房器具、または、自動車部品などのさまざまな用途に使用されることを目的としている。これらの用途に適用するためには、十分な成形性が求められる。
しかし、十分な耐食性と優れた成形性および優れた耐リジング特性を同時に満足するＳＵＳ４３０系フェライト系ステンレス鋼の製造技術は十分には確立されていないのが現状である。
そこで、本発明者らは成分や製造方法が異なる各種フェライト系ステンレス鋼板（特許文献１〜３に該当するものも含まれる）を用いて換気フードを想定した張出成形試験を行った。その結果、破断伸びが高い鋼板でも破断伸びが低い鋼板に比べて張出成形性劣る場合があり、張出成形性の優劣が必ずしも破断伸びの大きさでは決まらないことが明らかとなった。そこで、上記張出成形試験に用いた鋼板について、ＦＬＤ（成形限界線図）を作成して張出成形性を詳細に評価したところ、上記換気フード想定の張出成形で良好な成形性を得るにはＦＬＤに基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値で０．１５以上、好ましくは０．１８以上の張出成形性が必要であることが明らかとなった。
次に、本発明者らは、従来の技術によって得られたフェライト系ステンレス鋼板の張出成形性の優劣が破断伸びの大小と対応しない場合が生じる原因を調査した。その結果、箱焼鈍または連続焼鈍を用いた従来技術の場合、冷延焼鈍後の組織がいずれも炭窒化物が多量にかつ均一に分散したフェライト単相組織であり、これが原因であることを突き止めた。鋼板を加工した場合、ひずみ量の増大に伴って組織中にボイドが生成し、このボイドが連結することで亀裂となって最終的に破断へと至る。このボイドは金属組織中の炭窒化物を起点として生成するため、従来の技術によって得られたフェライト系ステンレス鋼板では炭窒化物が多量にかつ均一に分散したフェライト単相組織であるため、金属組織全面から極めて多量のボイドが生成する。すなわち、従来の技術では、ボイドの連結に起因した亀裂が発生しやすい。その結果、引張試験のような単軸変形においては高い破断伸びを示していても、多軸的な応力およびひずみが加わる張出成形では、全方位的にボイドの連結が生じるために破断が生じやすく、十分な張出成形性が得られない場合があることを見出した。
そこで本発明者らは、適切な成分の鋼板に対し熱延板焼鈍をフェライト相とオーステナイト相の二相域で行った後に、常法で冷間圧延を行い、さらに冷延板焼鈍をフェライト単相温度域で行い、最終的に再度フェライト単相組織とする技術を考案した。この技術により、本発明が目標とする優れた張出成形性、破断伸び、平均ｒ値および耐リジング性の全てを満たすことができることを見出した。
以下、得られた知見を基に、詳細に説明する。
熱延板焼鈍をフェライト単相温度域よりも高温のフェライト相とオーステナイトの二相域で行うことにより、熱延板焼鈍にて面積率で３〜２０％のオーステナイト相が生成する。このオーステナイト相は熱延板焼鈍後の冷却過程においてほぼ全てがマルテンサイト相へと変態する。フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織を冷間圧延および冷延板焼鈍した場合、冷延板焼鈍においてマルテンサイト相がフェライト相と炭窒化物に分解する。この組織変化により、冷延板焼鈍後の組織は当初からフェライト相であったフェライト粒とマルテンサイト相の分解によって生成したフェライト粒となる。すなわち、マルテンサイト相の分解によって生成したフェライト相の粒界および粒内には多量の炭窒化物が存在しており、金属組織全体では、粒内および粒界上の炭窒化物が極めて多いフェライト粒と炭窒化物が少ないフェライト粒からなる混粒組織となる。炭窒化物が多いフェライト粒と炭窒化物が少ないフェライト粒の間では、炭窒化物が多いフェライト粒の方が相対的に硬質となり、金属組織中に粒単位の硬度差が生じる。このような鋼板を張出成形した場合、ボイドは主に炭窒化物が多いフェライト粒と少ないフェライト粒の界面上の炭窒化物から生成し、その他の部位におけるボイド発生量は少ないことを見出した。すなわち、本発明鋼では、炭窒化物が多いフェライト粒が連続して位置している部位、炭窒化物が少ないフェライト粒が連続している部位、およびフェライト粒内ではボイド生成が少ない。そのため、従来技術によって得られるフェライト系ステンレス鋼板に比べてボイド間距離が長くなり、張出成形時のボイド連結に起因した亀裂が発生しにくく、ＦＬＤに基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上という高い張出成形性が発現する。
また、本発明者らがさらに調査したところ、本発明の効果を得るためには、鋼中のＣ含有量およびＮ含有量、ならびに熱延板焼鈍温度を適切に制御することが肝要であることを知見した。すなわち、フェライト相とオーステナイト相の二相域で熱延板焼鈍を行い、３〜２０％のオーステナイト相を生成させるためには、オーステナイト生成元素であるＣおよびＮをそれぞれ最低でも０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量およびＮ含有量のいずれかが０．０２５％を超えると、熱延板焼鈍時に生成するオーステナイト相が２０％超と過度に増加する。その結果、その後の冷延板焼鈍によって生成する炭窒化物の多いフェライト粒が増加し、加工時のボイド起点となる炭窒化物が多いフェライト粒と少ないフェライト粒の界面面積が増加するために所定の張出成形性を発現させることができない。よって、Ｃ含有量、Ｎ含有量をそれぞれの上限は０．０２５％とする必要がある。
熱延板焼鈍温度に関しては、フェライト相とオーステナイト相の二相域、特に９００〜１１００℃の範囲で焼鈍を行うことによって所定量のオーステナイト相を安定的に確保できるとともに、冷延板焼鈍後の粒径を過度に粗大化させることなく、良好な表面品質が得られる。
さらに、上記Ｃ含有量およびＮ含有量を有する鋼に本発明の技術的特徴の１つであるフェライト相とオーステナイト相の二相域温度で熱延板焼鈍を行うことによって、破断伸び、平均ｒ値および耐リジング性に関しても有益な効果が得られることを見出した。従来の技術では熱延板焼鈍をフェライト単相域温度で行っていたが、本発明ではフェライト相とオーステナイト相の二相域となる高温で熱延板焼鈍を行うため、フェライト相の再結晶と粒成長が一層促進され、結晶粒径が適度に大きくなる。これにより、破断伸びの向上効果、および焼鈍集合組織の発達が一層促進されることによる平均ｒ値の向上効果が得られる。なお、破断伸びは、以下の理由によっても向上する。Ｃ含有量およびＮ含有量を本発明が推奨するレベルにまで低減することによって、冷延板焼鈍後に生成する炭窒化物量が減少し、引張変形時のボイドの発生およびボイドの連結が抑制される。これによっても破断伸びは向上する。
耐リジング性に関して、有益な効果が得られる理由は以下の通りである。熱延板焼鈍でフェライト相からオーステナイト相が生成する際に、オーステナイト相が焼鈍前のフェライト相とは異なった結晶方位を有して生成する。さらに、熱延板焼鈍後の金属組織がマルテンサイト相とフェライト相の二相組織となる。その後の冷間圧延時に、マルテンサイト相に挟まれたフェライト相内に圧延ひずみが局所的に集中し、フェライト相内に方位差が形成される。フェライト相内に方位差が形成されることにより、その後の冷延板焼鈍において方位差が導入された部位にて再結晶が優先的に生じる。その結果、フェライト相のコロニーが効果的に破壊され、リジング高さで２．５μｍ以下の優れた耐リジング特性が得られる。
以上より、十分な張出成形性、破断伸び、平均ｒ値、および耐リジング性の全てを具有させるためには、以下の条件が必要となる。まず、鋼成分がオーステナイト相が生成するＣ含有量およびＮ含有量であることが前提となる。その上で、所定量のオーステナイト相が生成できる範囲でＣ含有量、Ｎ含有量を低減させる。このような成分を有する鋼について、熱延板焼鈍をフェライト相とオーステナイトの二相域温度で行った後に、冷間圧延および冷延板焼鈍を行う。これにより、炭窒化物が多いフェライト粒と少ないフェライト粒からなるフェライト単相組織とすることが必要である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス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％は質量％を意味する。
Ｃ: ０.００５〜０.０２５％
Ｃはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには０.００５％以上の含有が必要である。しかし、Ｃ量が０.０２５％を超えると熱延板焼鈍におけるオーステナイト相の生成量が過剰となって、冷延板焼鈍後に炭窒化物の多いフェライト粒の生成量が過剰となる。その結果、金属組織中のボイド間距離が小さくなり、成形時にボイド連結に起因した破断が生じやすくなり、十分な張出成形性が得られなくなる。そのため、Ｃ量は０.００５〜０.０２５％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
Ｓｉ:０．０２〜０．５０％
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の含有が必要である。しかし、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大するとともに、仕上げ焼鈍後の延性が低下する。そのため、Ｓｉ量は０．０２〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．３５％の範囲である。さらに好ましくは０．１０〜０．２０％の範囲である。
Ｍｎ：０．５５〜１．００％
ＭｎはＣと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには０．５５％以上の含有が必要である。しかし、Ｍｎ量が１．００％を超えるとＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ量は０．５５〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．６０〜０．９０％の範囲である。さらに好ましくは０．７５〜０．８５％の範囲である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低い方が望ましく、上限を０．０４％とする。好ましくは０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ:０．０１％以下
ＳはＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特に含有量が０．０１％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのためＳ量は極力低い方が望ましく、本発明ではＳ量の上限を０．０１％とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
ＡｌはＳｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには０．００１％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ量が０．１０％を超えると、Ａｌ２Ｏ３等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ量は０．００１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．０７％の範囲である。さらに好ましくは０．００１〜０．０５％の範囲である。
Ｃｒ:１５．５〜１８．０％
Ｃｒは鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためにはＣｒ量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ量が１８．０％を超えると、熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所望の材料特性が得られない。そのため、Ｃｒ量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。好ましくは１６．０〜１７．０％の範囲である。さらに好ましくは１６．０〜１６．５％の範囲である。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Ｎｉにはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると成形性が低下するため好ましくない。そのためＮｉを含有する場合は０．１〜１．０％とする。好ましくは０．１〜０．３％の範囲である。
Ｎ:０．００５〜０．０２５％
Ｎは、Ｃ、Ｍｎと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためにはＮ量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、Ｎ量が０．０２５％を超えると延性が著しく低下する上、熱延板焼鈍におけるオーステナイト相の生成量が過剰となって、冷延板焼鈍後に炭窒化物の多いフェライト粒の生成量が過剰となる。その結果、金属組織中のボイド間距離が小さくなり、成形時にボイド連結に起因した破断が生じやすくなり、十分な張出成形性が得られなくなる。そのため、Ｎ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
以上の成分組成により本発明の効果は得られるが、さらに製造性あるいは材料特性を向上させる目的で以下の元素を含有することができる。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Ｃｕにはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると成形性が低下する場合があり好ましくない。そのためＣｕを含有する場合は０．１〜１．０％とする。好ましくは０．２〜０．３％の範囲である。
Ｖ:０．０１〜０．１０％
Ｖは鋼中のＣおよびＮと化合して、固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減する。これにより、平均ｒ値を向上させる。この効果を得るためにはＶ量を０．０１％以上含有する必要がある。しかし、Ｖ量が０．１０％を超えると加工性が低下するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０８％の範囲である。
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
ＴｉおよびＮｂはＶと同様に、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ、０．００１％以上のＮｂを含有する必要がある。しかし、Ｔｉ量が０．０５％を超えると、あるいはＮｂ量が０．０５％を超えると、過剰なＴｉＮおよびＮｂＣの析出により良好な表面性状を得ることができない。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１〜０．０５％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１〜０．０５％の範囲とする。Ｔｉ量は好ましくは０．００３〜０．０３％の範囲である。さらに好ましくは０．００５〜０．０１５％の範囲である。Ｎｂ量は好ましくは０．００３〜０．０３％の範囲である。さらに好ましくは０．００５〜０．０１５％の範囲である。
Ｍｏ：０．１〜０．５％
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。この効果は０．１％以上の含有で顕著となる。しかし、Ｍｏ量が０．５％を超えると熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所望の材料特性が得られなくなり好ましくない。そのため、Ｍｏを含有する場合は０．１〜０．５％とする。好ましくは０．２〜０．３％の範囲である。
Ｃｏ：０．０１〜０．２％
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、含有量が０．２％を超えると成形性を低下させる．そのため、Ｃｏを含有する場合の含有量は０．０１〜０．２％の範囲とする。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｍｇ:０．０００２〜０．００５０％
Ｍｇは熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｍｇ量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは連続鋳造の際に発生しやすい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。その効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｃａ量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００１５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｂ量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
ＲＥＭ:０．０１〜０．１０％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌｓ）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜の形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が必要である。しかし、０．１０％を超えて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。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な含有は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０５％の範囲である。
次に本発明のフェライト系ステンレス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鋼板は上記成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延を施した後、９００〜１１００℃の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、次いで冷間圧延を施した後、８００〜９００℃の温度範囲で５秒〜５分間保持する冷延板焼鈍を行うことで得られる。
まずは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、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、１１００〜１２５０℃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、熱間圧延して熱延板とする。
次いで、熱間圧延を行う。巻取りでは、巻取り温度を５００℃以上８５０℃以下とすることが好ましい。５００℃未満では巻取り後の熱延板組織中にマルテンサイト相が生成し、その後の熱延板焼鈍における再結晶および粒成長が遅滞する。これにより、熱延板焼鈍組織中の微細粒が増加し、当該微細粒が冷延板焼鈍組織注にも残存するために冷延板焼鈍後の延性が低下する場合があるため好ましくない。８５０℃超で巻き取ると粒径が大きくなり、プレス加工時に肌荒れが発生してしまう場合がある。したがって、巻取り温度は５００〜８５０℃の範囲が好ましい。
９００〜１１００℃の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍
その後、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域となる９００〜１１００℃の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行う。
熱延板焼鈍は本発明が優れた成形性および耐リジング特性を得るために極めて重要な工程である。熱延板焼鈍温度が９００℃未満では十分な再結晶が生じないうえ、フェライト単相域となるため、二相温度域での焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が１１００℃を超えるとオーステナイト相の生成量が著しく低下し、所定の耐リジング性が得られない場合がある。焼鈍時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもオーステナイト相の生成とフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所望の成形性が得られない場合がある。一方、焼鈍時間が１５分を超えるとオーステナイト相中へのＣ濃化が助長されてマルテンサイト相が過度に硬質化する。その結果、その後の冷間圧延において鋼板表面に過度に硬質なマルテンサイトに起因した表面疵が発生し、冷延板焼鈍後の表面性状が悪化する場合がある。そのため、熱延板焼鈍は９００〜１１００℃の温度範囲で、５秒〜１５分間保持する。好ましくは、９２０〜１０８０℃の温度範囲で１５秒〜５分間保持である。さらに好ましくは９４０〜１０４０℃の温度範囲で３０秒〜３分間保持である。
次いで、必要に応じて酸洗を施し、冷間圧延を行う。冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが好ましい。また、本発明では、冷延−焼鈍を２回以上繰り返しても良い。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。
８００〜９００℃の温度範囲で５秒〜５分間保持する冷延板焼鈍
次いで、冷延板焼鈍を行う。冷延板焼鈍は熱延板焼鈍で形成したフェライト相とマルテンサイト相の二相組織をフェライト単相組織とするために重要な工程である。冷延板焼鈍温度が８００℃未満では再結晶が十分に生じず所定の成形性を得ることができない。一方、冷延板焼鈍温度が９００℃を超えた場合、９００℃を超える温度がフェライト相とオーステナイト相の二相温度域となる鋼成分では冷延板焼鈍後にマルテンサイト相が生成するために鋼板が硬質化し、所定の破断伸びおよび張出成形性を得ることができない。また、９００℃を超える温度がフェライト単相温度域となる鋼成分であったとしても、結晶粒の著しい粗大化により、鋼板の光沢度が低下するため表面品質の観点で好ましくない。焼鈍時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所定の成形性を得ることができない。焼鈍時間が５分を超えると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の光沢度が低下するため表面品質の観点で好ましくない。そのため、冷延板焼鈍は８００〜９００℃の温度範囲で５秒〜５分間保持とする。好ましくは、８５０℃〜９００℃の温度範囲で１５秒〜３分間保持である。より光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
さらに、必要に応じて酸洗を施して製品とする。
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鋼を５０kg小型真空溶解炉にて溶製した。これらの鋼塊を１１５０℃で１ｈｒ加熱後、熱間圧延を施して板厚３.５ｍｍの熱延板とした。次いで、これらの熱延板に表２に記載の条件で熱延板焼鈍を施した後、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを行った。さらに、板厚０.８ｍｍまで冷間圧延した後、表２に記載の条件で冷延板焼鈍を行った。さらに、酸洗による脱スケール処理を行い、冷延酸洗焼鈍板（フェライト系ステンレス鋼板）を得た。
かくして得られた冷延酸洗焼鈍板（フェライト系ステンレス鋼板）について以下の評価を行った。
（１）張出成形性の評価
冷延酸洗焼鈍板の表面に、評点間距離が１ｍｍとなるように、直径５ｍｍのスクライブドサークルをマーキングしたものを試験片とし、圧延平行方向、圧延４５°方向および圧延直行方向をそれぞれ最大対数ひずみ方向として、中島法によりＦＬＤ（成形限界線図）を作成した。得られたＦＬＤから成形限界の最大対数ひずみの最小値を求め、最大対数ひずみの最小値が０．１５以上の場合を合格（○）、０．１８以上の場合を特に優れる合格（◎）、０．１５未満の場合を不合格（×）とした。
（２）延性の評価
冷延酸洗焼鈍板（フェライト系ステンレス鋼板）から、圧延方向と直角にＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、破断伸びを測定し、破断伸びが２８％以上の場合を合格（○）、３０％以上の場合を特に優れる合格（◎）、２８％未満の場合を不合格（×）とした。
（３）平均ｒ値の評価
冷延酸洗焼鈍板（フェライト系ステンレス鋼板）から、圧延方向に対して平行（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）およびに直角（Ｃ方向）となる方向にＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２４１１に準拠した引張試験をひずみ１５％まで行って中断し、各方向のｒ値を測定し平均ｒ値（＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４）を算出した。ここで、ｒＬ、ｒＤ、ｒＣはそれぞれＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向のｒ値である。平均ｒ値は０．７５以上を合格（○）、０．７５未満を不合格（×）とした。
（４）耐リジング特性の評価
冷延酸洗焼鈍板（フェライト系ステンレス鋼板）から、圧延方向に平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、その表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、２０％の引張ひずみを付与し、その試験片の平行部中央の研磨面で圧延方向に直角の方向に、表面粗度計を用いて、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねり（Ｗａ）を、測定長１６ｍｍ、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍで測定した。算術平均うねり（Ｗａ）が２．５μｍ以下の場合を合格（○）、２．５μｍ超の場合を不合格（×）とした。
（５）耐食性の評価
冷延酸洗焼鈍板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、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、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後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。発錆率が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。
評価結果を熱延板焼鈍条件および冷延板焼鈍条件と併せて表２に示す。
Figure 0005884211
Figure 0005884211
鋼成分が本発明の範囲を満たすＮｏ．１〜３２（鋼Ｓ１〜Ｓ２４）では、破断伸び２８％以上、平均ｒ値が０．７５以上、リジング高さが２．５μｍ以下、耐食性に関しては塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面の発錆率がいずれも２５％以下、かつ張出し成形性の評価としてＦＬＤに基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上と優れた成形性と耐食性および耐リジング特性が確認された。
特に、Ｃｒを１７．８０％含有したＮｏ．１０（鋼Ｎｏ．Ｓ１０）、Ｎｉを０．４％含有したＮｏ.１７(鋼Ｎｏ．Ｓ１７)、Ｃｕを０．４％含有したＮｏ．１８(鋼Ｎｏ．Ｓ１８)およびＭｏを０．３％含有したＮｏ．１９(鋼Ｎｏ．Ｓ１９)では、塩水噴霧サイクル試験後の発錆率が１０％以下（◎）となっており、耐食性が一層向上した。
一方、Ｃｒ含有量が本発明の範囲を下回るＮｏ．３８（鋼Ｎｏ．Ｓ３０）では、所定の成形性および耐リジング特性は得られたものの、Ｃｒ含有量が不足したために所定の耐食性が得られなかった。
Ｃｒ含有量が本発明の範囲を上回るＮｏ．３９（鋼Ｎｏ．Ｓ３１）では、十分な耐食性は得られたが、過剰にＣｒを含有したために熱延板焼鈍時にオーステナイト相が生成せず、所定の耐リジング特性を得ることができなかった。さらに、熱延板焼鈍を二相温度域で行うことによって得られる、粒内炭窒化物の多いフェライト粒と少ないフェライト粒からなる冷延板焼鈍組織を得ることができず、所定の張出成形性が得られなかった。
Ｃ含有量が本発明の範囲を下回るＮｏ．３３（鋼Ｎｏ．Ｓ２５）では、所定の破断伸びおよび平均ｒ値は得られたが、オーステナイト生成能が不足したために熱延板焼鈍においてオーステナイト相が生成せず、所定の耐リジング特性および張出成形性を得ることができなかった。これに対して、Ｃ含有量が本発明の範囲を上回るＮｏ．３４（鋼Ｎｏ．Ｓ２６）では、所定の耐リジング特性や張出成形性は得られたが、鋼板が硬質化したために伸びが低下し、所定の破断伸びが得られなかった。
Ｓｉ含有量が本発明の範囲を上回るＮｏ．２７(鋼Ｎｏ．Ｓ２７)は、過度のＳｉ含有によって鋼板が硬質化し、所定の破断伸びを得ることができなかった。
Ｍｎ含有量が本発明の範囲を下回るＮｏ．３６（鋼Ｎｏ．Ｓ２８）では、所定の破断伸びおよび平均ｒ値は得られたが、オーステナイト生成能が不足したために熱延板焼鈍においてオーステナイト相が生成せず、所定の耐リジング特性および張出成形性を得ることができなかった。これに対して、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を上回るＮｏ．３７（鋼Ｎｏ．Ｓ２９）では、組織中に多量のＭｎＳが生成したために所定の耐食性が得られなかった。
Ｎ含有量が本発明の範囲を下回るＮｏ．４０（鋼Ｎｏ．Ｓ３２）では、所定の破断伸びおよび平均ｒ値は得られたが、オーステナイト生成能が不足したために熱延板焼鈍においてオーステナイト相が生成せず、所定の耐リジング特性および張出成形性を得ることができなかった。これに対して、Ｎ含有量が本発明の範囲を上回るＮｏ．４１（鋼Ｎｏ．Ｓ３３）では、所定の耐リジング特性や張出成形性は得られたが、鋼板が硬質化したために所定の破断伸びが得られなかった。さらに、組織中に多量のＣｒ窒化物が析出することに起因した鋭敏化が生じ、所定の耐食性が得られなかった。
Ｎｏ．４２〜４７では、所定の成形性および耐リジング特性は得られたもののＣｒ含有量が不足したために所定の耐食性が得られなかった鋼Ｓ３０を用い、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍の条件が成形性および耐リジング特性に対する影響を検討した。熱延板焼鈍温度が本発明を下回るＮｏ．４２では熱延板焼鈍温度がフェライト単相域となったためにオーステナイト相が生成せず、所定の耐リジング性および張出成形性が得られなかったことに加え、十分な再結晶が生じなかったために所定の破断伸びおよび平均ｒ値も得られなかった。熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．４３では、オーステナイト相の生成量が低下したために所定の耐リジング特性が得られなかった。熱延板焼鈍の時間が本発明の範囲を下回るＮｏ．４４では、オーステナイト相が十分に生成しなかったことに加え、再結晶が不十分であったため、所定の破断伸び、平均ｒ値および張出成形性が得られなかった。冷延板焼鈍温度、あるいは冷延板焼鈍時間が本発明の範囲を下回るＮｏ．４５およびＮｏ．４７では、熱延板焼鈍で生成したマルテンサイト相が残存するとともに、十分な再結晶が生じなかったために、所定の破断伸びおよび張出成形性が得られなかった。冷延板焼鈍温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．４６では、冷延板焼鈍温度がフェライト相とオーステナイト相の二相域となってマルテンサイト相が生成したために鋼板が硬質化し、所定の破断伸びおよび張出成形性が得られなかった。
本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼板は、張出成形を主体としたプレス成形品を要求される用途、例えば厨房器具や食器への適用に特に好適である。

Claims (4)

  1. 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．５５〜１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    破断伸びが２８％以上、平均r値が０．７５以上、かつ、ＦＬＤ（成形限界線図）に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上であるフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｃｏ：０．０１〜０．２％のうちから選ばれる１種または２種以上を含む請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 質量％で、さらに、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含む請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、鋼スラブに対して、熱間圧延を施した後、９００〜１１００℃の温度範囲で５秒〜１５分間保持する焼鈍を行い、次いで冷間圧延を施した後、８００〜９００℃の温度範囲で５秒〜５分間保持する焼鈍を行うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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