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WO2015111403A1 - ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法 - Google Patents

ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法 Download PDF

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WO2015111403A1
WO2015111403A1 PCT/JP2015/000240 JP2015000240W WO2015111403A1 WO 2015111403 A1 WO2015111403 A1 WO 2015111403A1 JP 2015000240 W JP2015000240 W JP 2015000240W WO 2015111403 A1 WO2015111403 A1 WO 2015111403A1
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WO
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less
cold
phase
rolled
hot
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Ceased
Application number
PCT/JP2015/000240
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English (en)
French (fr)
Inventor
正崇 吉野
太田　裕樹
彩子 田
松原　行宏
映斗 水谷
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.)
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Publication date
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Priority to KR1020167022843A priority patent/KR101840964B1/ko
Priority to CN201580005646.1A priority patent/CN106414783B/zh
Priority to US15/112,901 priority patent/US10000824B2/en
Priority to ES15740788T priority patent/ES2803573T3/es
Priority to EP15740788.3A priority patent/EP3098330B1/en
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a material for a stainless cold-rolled steel sheet suitable for producing a stainless cold-rolled steel sheet excellent in formability and a method for producing the same.
  • Ferritic stainless steel (steel plate) is inexpensive and has excellent corrosion resistance, so it is used in various applications such as building materials, transportation equipment, home appliances, kitchen appliances, and automobile parts. It's getting on.
  • elongation is large (hereinafter, a sufficiently large elongation may be referred to as ductility), average rank The Ford value (hereinafter sometimes referred to as the average r value) and the ridging resistance are required to be excellent.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005% or less , Ti: 0.005% or less, Cr: 11-30%, Ni: 0.7% or less, and 0.06 ⁇ (C + N) ⁇ 0.12, 1 ⁇ N / C and 1.5 ⁇ 10 ⁇ 3 ⁇ (V ⁇ N) ⁇ 1.5
  • a ferritic stainless steel excellent in formability and ridging resistance characterized by satisfying ⁇ 10 ⁇ 2 (C, N, and V each represents mass% of each element) is disclosed.
  • Patent Document 1 it is necessary to perform so-called box annealing (for example, annealing at 860 ° C. for 8 hours) after hot rolling. Such box annealing takes about one week when heating and cooling processes are included, and productivity is low.
  • box annealing for example, annealing at 860 ° C. for 8 hours
  • Patent Document 2 C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.01 to 0.50%, Cr: 10 to 20%, Mo: 0.005 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, V: 0.001 to 0.50%, Ti: 0.001 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.50%, N: 0.005 to 0.050%, and B: 0.00010 to 0.00500 % Steel is hot-rolled and then hot-rolled and annealed in the single-phase ferrite region using a box furnace or AP line (annealing and pickling line) continuous furnace.
  • AP line annealing and pickling line
  • a ferritic stainless steel excellent in workability and surface properties characterized by annealing is disclosed.
  • box annealing when a box furnace is used (box annealing), there is a problem that productivity is low as in the above-mentioned Patent Document 1.
  • elongation when hot-rolled sheet annealing is performed in a ferrite single-phase temperature range using a continuous annealing furnace, recrystallization becomes insufficient due to the low annealing temperature, and the ferrite single-phase temperature is low. The elongation may be lower than when box annealing is performed in the region.
  • ferritic stainless steel as in Patent Document 2 has a problem that a crystal grain group (colony) having a similar crystal orientation is formed during casting or hot rolling, and ridging occurs after forming.
  • Japanese Patent No. 3588281 (Republication WO00 / 60134)
  • Japanese Patent No. 3582001 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-3134
  • the present invention solves such problems, and provides a cold rolling material suitable for a ferritic stainless steel cold rolled steel sheet having sufficient corrosion resistance and ridging resistance and excellent formability and surface properties, and a method for producing the same. For the purpose.
  • sufficient corrosion resistance refers to a salt spray cycle test ((Salt spray (35 ° C, 5 ° C % NaCl, spray 2h) ⁇ drying (60 ° C, relative humidity 40%, 4h) ⁇ wet (50 ° C, relative humidity ⁇ 95%, 2h))))
  • Salt spray 35 ° C, 5 ° C % NaCl, spray 2h
  • drying 60 ° C, relative humidity 40%, 4h
  • ⁇ wet 50 ° C, relative humidity ⁇ 95%, 2h)
  • Excellent formability means that the elongation at break (El) in a tensile test in accordance with JIS Z2241 is 25% or more in a specimen perpendicular to the rolling direction, and 15% in a tensile test in accordance with JIS Z2241. This means that the average r value calculated by the following equation (1) is 0.70 or more.
  • r L is an r value when a tensile test is performed in a direction parallel to the rolling direction
  • r D is an r value when a tensile test is performed in a direction of 45 ° with respect to the rolling direction
  • r C is a direction perpendicular to the rolling direction. The r value when a tensile test is performed.
  • ridging resistance is good after grinding one side of a JIS No. 5 tensile specimen taken in accordance with JIS Z 2201 with # 600 sandpaper and applying 20% pre-strain by uniaxial tension.
  • JIS B 0601-2001 the surface is measured for undulation at the center of the parallel part of the tensile test piece, which means that the large undulation (riding height) is 2.5 ⁇ m or less.
  • steel plates with a metal structure containing 10 to 60% of martensite phase with a Vickers hardness of HV500 or less in an area ratio of 10% to 60% are usually used as materials for cold rolling. It has been found that a stainless cold-rolled steel sheet having sufficient corrosion resistance, formability and ridging resistance can be obtained after cold rolling and cold-rolled sheet annealing. Moreover, it discovered that this stainless steel cold-rolled steel plate was excellent also in surface property.
  • all% which shows the component of steel is the mass%.
  • the stainless steel cold rolling material of the present invention has sufficient corrosion resistance and ridging resistance properties, excellent formability, and excellent surface properties with no occurrence of linear flaws due to hot rolling or hot rolled sheet annealing.
  • a stainless steel cold-rolled steel sheet can be obtained, which has a remarkable industrial effect.
  • the material for stainless steel cold-rolled steel sheet of the present invention is in mass%, C: 0.007 to 0.05%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.05 to 1.0%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: Containing 15.5 to 18.0%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.01 to 0.06%, the balance is Fe and inevitable impurities, the area ratio is 10 to 60% martensite phase and the balance is ferrite phase It has a metal structure, and further, the martensite phase has a hardness of HV500 or less.
  • the material for stainless steel cold-rolled steel sheet of the present invention is subjected to hot-rolled sheet annealing that is maintained for 5 seconds to 15 minutes at a temperature of 880 to 1050 ° C., which is a temperature range in which a ferrite phase and an austenite phase become two phases after hot rolling.
  • a temperature of 880 to 1050 ° C. which is a temperature range in which a ferrite phase and an austenite phase become two phases after hot rolling.
  • cooling in a temperature range of 350 to 150 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec or less.
  • the stainless steel cold rolling material of the present invention has sufficient corrosion resistance and formability, and has excellent ridging resistance and surface properties by performing ordinary cold rolling and cold rolling sheet annealing. A steel plate can be obtained.
  • the inventors examined a technique for obtaining a predetermined workability by short-time hot-rolled sheet annealing using a high-productivity continuous annealing furnace, instead of long-time hot-rolled sheet annealing such as box annealing (batch annealing). did.
  • the problem with the prior art using a continuous annealing furnace is that annealing is performed in the ferrite single-phase temperature range, so sufficient recrystallization does not occur, sufficient elongation cannot be obtained, and after the colony is annealed by cold rolling In other words, the ridging resistance was poor.
  • the inventors have performed hot-rolled sheet annealing in a two-phase region of a ferrite phase and an austenite phase, and then generated martensite having a predetermined area ratio and hardness by cooling at a predetermined cooling rate.
  • the recrystallization of the ferrite phase is promoted by performing the hot-rolled sheet annealing in the two-phase region of the ferrite phase and austenite which are higher than the ferrite single-phase temperature region.
  • the ferrite crystal grains introduced with work strain by hot rolling remain until after cold-rolled sheet annealing, and the elongation after cold-rolled sheet annealing is improved.
  • the austenite phase is generated from the ferrite phase by hot-rolled sheet annealing, the austenite phase is generated with a crystal orientation different from that of the ferrite phase before annealing, which effectively destroys the ferrite phase colony.
  • the average r value and the ridging resistance are improved.
  • the inventors investigated the cause of the occurrence of linear flaws by performing hot-rolled sheet annealing in a two-phase region of a ferrite phase and an austenite phase in order to achieve both formability and surface properties.
  • the linear wrinkles were caused by a remarkably hard martensite phase present in the surface layer portion of the steel sheet after hot-rolled sheet annealing. That is, if there is a remarkably hard martensite phase in the surface layer of the steel sheet after hot-rolled sheet annealing, strains concentrate at the interface between the remarkably hard martensite phase and the ferrite phase in the subsequent cold rolling, and microcracks are generated. It has been found that after cold-rolled sheet annealing, it becomes a linear wrinkle.
  • the martensite phase is formed by transformation of the austenite phase formed during hot-rolled sheet annealing in the two-phase region of the ferrite phase and the austenite phase during the cooling process.
  • the inventors devised to control the cooling rate after annealing for a short time in the two-phase region of ferrite phase and austenite phase, especially in the temperature range of 350 to 150 ° C, to 10 ° C / sec or less. . That is, in the steel of the present invention, the martensite phase is generated by transformation of the austenite phase during cooling from the annealing temperature to room temperature. By reducing the cooling rate, the time during which the steel sheet temperature is in the temperature range from the start of martensitic transformation (may be described as Ms point) to room temperature is lengthened.
  • the area ratio of the martensite phase is set to 10 to 60%.
  • the austenite phase is produced
  • the presence of the martensite phase after the hot-rolled sheet annealing sufficiently develops ⁇ -fiber texture that improves the ridging resistance and further improves the r value.
  • the martensite phase has the effect that the former austenite grain boundary, block or lath boundary of the martensite phase functions as a recrystallization site of the ferrite phase during finish annealing, and recrystallization during cold rolling annealing. It is also promoted by promoting. These effects are obtained when the area ratio of the martensite phase after hot-rolled sheet annealing is 10% or more. On the other hand, if the area ratio of the martensite phase exceeds 60%, the hot-rolled annealed sheet becomes hard, and an ear crack or a defective plate shape is generated in the cold rolling process, which is not preferable in production. Therefore, the area ratio of the martensite phase is 10-60%. Preferably it is in the range of 10 to 50%. More preferably, it is in the range of 10 to 40%.
  • the area ratio of the austenite phase generated at the hot-rolled sheet annealing temperature is as follows. It is almost equal to the area ratio of the martensite phase after plate annealing.
  • the area ratio of this austenite phase depends on the components (particularly C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu) and the hot-rolled sheet annealing temperature. Accordingly, the desired area ratio of the martensite phase can be obtained by controlling the components and the hot-rolled sheet annealing temperature.
  • the area ratio of the martensite phase can be measured by the method described in Examples described later.
  • the hardness of the martensite phase is HV500 or less.
  • HV500 the hardness of the martensite phase.
  • microcracks are generated at the interface between the two phases due to the hardness difference between the hard martensite phase and the ferrite phase during cold rolling, and cold-rolled sheet annealing is performed. Later, it appears as a linear defect along the rolling direction, and the surface beauty of the steel sheet decreases.
  • the hardness of the martensitic phase of the hot rolled annealed sheet needs to be HV500 or less. Preferably it is HV475 or less. More preferably, it is HV450 or less.
  • the hardness of the martensite phase can be controlled by the cooling rate after hot-rolled sheet annealing.
  • C 0.007 ⁇ 0.05%
  • C promotes the formation of the austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range where the ferrite phase and the austenite phase appear during hot-rolled sheet annealing. In order to acquire this effect, 0.007% or more needs to be contained.
  • the C content exceeds 0.05%, the steel sheet becomes hard and the ductility decreases.
  • a remarkably hard martensite phase will produce
  • the lower limit is preferably 0.01%, more preferably 0.015%.
  • the upper limit is preferably 0.03%, more preferably 0.025%.
  • Si 0.02-0.50% Si is an element that acts as a deoxidizer during steel melting. In order to obtain this effect, a content of 0.02% or more is necessary. However, if the Si content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes hard and the rolling load during hot rolling increases. Moreover, the ductility after cold-rolled sheet annealing decreases. Therefore, the Si content is in the range of 0.02 to 0.50%. Preferably it is 0.10 to 0.35% of range. More preferably, it is in the range of 0.25 to 0.30%.
  • Mn 0.05-1.0% Mn, like C, promotes the formation of an austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and austenite phase appear during hot-rolled sheet annealing. In order to acquire this effect, 0.05% or more needs to be contained. However, if the amount of Mn exceeds 1.0%, the amount of MnS produced increases and the corrosion resistance decreases. Therefore, the Mn content is in the range of 0.05 to 1.0%.
  • the lower limit is preferably 0.1%, more preferably 0.2%.
  • the upper limit is preferably 0.8%, more preferably 0.3%.
  • P 0.04% or less
  • P is an element that promotes grain boundary fracture due to grain boundary segregation, so a lower value is desirable, and the upper limit is made 0.04%. Preferably it is 0.03% or less.
  • S 0.01% or less
  • S is an element that exists as sulfide inclusions such as MnS and reduces ductility, corrosion resistance, and the like.
  • the S amount it is desirable that the S amount be as low as possible.
  • the upper limit of the S amount is 0.01%. Preferably it is 0.007% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • Cr 15.5-18.0% Cr is an element having an effect of improving the corrosion resistance by forming a passive film on the steel sheet surface. In order to obtain this effect, the Cr content needs to be 15.5% or more. However, if the Cr content exceeds 18.0%, the austenite phase is not sufficiently generated during hot-rolled sheet annealing, and predetermined material characteristics cannot be obtained. Therefore, the Cr content is in the range of 15.5 to 18.0%. Preferably it is 16.0 to 18.0% of range. More preferably, it is in the range of 16.0 to 17.25%.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to acquire this effect, 0.001% or more needs to be contained.
  • the Al content is set in the range of 0.001 to 0.10%. Preferably it is 0.001 to 0.07% of range. More preferably, it is 0.001 to 0.05% of range. Even more preferably, it is in the range of 0.001 to 0.03%.
  • N 0.01-0.06% N, like C and Mn, promotes the formation of the austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and austenite phase appear during hot-rolled sheet annealing.
  • the N content needs to be 0.01% or more.
  • the N content is in the range of 0.01 to 0.06%.
  • it is 0.01 to 0.05% of range. More preferably, it is in the range of 0.02 to 0.04%.
  • the elongation at break can be increased to 27% or more by setting C: 0.035% or less, Si: 0.25% to less than 0.40%, and Mn: 0.35% or less as follows.
  • C 0.035% or less
  • Si 0.25% to less than 0.40%
  • Mn 0.35% or less
  • the lower limit temperature at which the austenite phase is generated can be shifted to the high temperature side.
  • the elongation at break can be made 27% or more.
  • C 0.035% or less
  • Si 0.25 to less than 0.40%
  • Mn 0.35% or less
  • C promotes the formation of austenite phase, and two phases in which ferrite phase and austenite phase appear during hot-rolled sheet annealing Expand the temperature range.
  • the C content is set to 0.035% or less.
  • Si is an element that promotes the formation of a ferrite phase and raises the lower limit temperature at which the austenite phase appears during hot-rolled sheet annealing.
  • the Si content must be 0.25% or more.
  • the Si content when the Si content is 0.40% or more, the steel sheet becomes hard and the ductility after cold-rolled sheet annealing is lowered, and a fracture elongation of 27% or more cannot be obtained. Therefore, when the elongation at break is set to 27% or more, in addition to the C content of 0.035% or less, the Si content is set to a range of 0.25% or more and less than 0.40%. Preferably it is 0.25 to 0.35% of range. More preferably, it is in the range of 0.25 to 0.30%. Mn, like C, promotes the formation of austenite phase.
  • the Mn content is 0.35% or less.
  • it is 0.10 to 0.30% of range. More preferably, it is in the range of 0.15 to 0.25%.
  • Cold rolling annealing is performed by setting the Si content to less than 0.25% or the Mn content to more than 0.35%, and performing cold rolling annealing in the two-phase temperature range of the austenite phase and ferrite phase in which an appropriate amount of austenite phase exists.
  • ⁇ r can be 0.2 or less.
  • the average r value and ⁇ r were found to be less affected by the cold rolling rate.
  • the average r value after annealing of cold-rolled sheet and ⁇ r fluctuate depending on the cold rolling rate, so that a certain level of cold rolling rate is required to obtain a predetermined material. .
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Cu and Ni are elements that improve corrosion resistance. In particular, it is effective to contain it when high corrosion resistance is required. Further, Cu and Ni have an effect of promoting the formation of the austenite phase and expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and the austenite phase appear during hot-rolled sheet annealing. These effects become significant when the content is 0.1% or more. However, if the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability may decrease, which is not preferable. Therefore, when Cu is contained, the content is set to 0.1 to 1.0%. Preferably it is 0.2 to 0.8% of range.
  • the content is made 0.1 to 1.0%.
  • it is 0.1 to 0.6% of range. More preferably, it is in the range of 0.1 to 0.3%.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance, and it is effective to contain it particularly when high corrosion resistance is required. This effect becomes significant when the content is 0.1% or more. However, if the Mo content exceeds 0.5%, the austenite phase is not sufficiently generated during hot-rolled sheet annealing, and predetermined material characteristics cannot be obtained. Therefore, if it contains Mo, the content is made 0.1 to 0.5%. Preferably it is 0.1 to 0.3% of range.
  • Co is an element that improves toughness. This effect is obtained when the content is 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.2%, the productivity is lowered. Therefore, if Co is contained, the content is made 0.01 to 0.2%.
  • V 0.01-0.25%
  • Ti 0.001-0.10%
  • Nb 0.001-0.10%
  • Mg 0.0002-0.0050%
  • B 0.0002-0.0050%
  • REM 0.01-0.10%
  • Ca 0.0002-0.0020%
  • V 0.01-0.25%
  • V combines with C and N in the steel to reduce solute C and N. This improves the average r value.
  • the surface property is improved by controlling the carbonitride precipitation behavior on the hot-rolled sheet to suppress the occurrence of linear flaws caused by hot-rolling and annealing.
  • the V content needs to be 0.01% or more.
  • V amount exceeds 0.25%, the workability is lowered and the manufacturing cost is increased. Therefore, when V is contained, the content is made 0.01 to 0.25%. Preferably it is 0.03 to 0.20% of range. More preferably, it is 0.05 to 0.15% of range.
  • Ti and Nb are elements with a high affinity with C and N, and precipitate as carbides or nitrides during hot rolling, reducing solid solution C and N in the matrix, and after finish annealing There is an effect of improving workability.
  • the Ti content is 0.10% or the Nb content exceeds 0.10%, good surface properties cannot be obtained due to the precipitation of excess TiN and NbC. Therefore, when Ti is contained, the range is 0.001 to 0.10%, and when Nb is contained, the range is 0.001 to 0.10%.
  • the amount of Ti is preferably in the range of 0.001 to 0.015%. More preferably, it is in the range of 0.003 to 0.010%.
  • the amount of Nb is preferably in the range of 0.001 to 0.030%. More preferably, it is in the range of 0.005 to 0.020%.
  • Mg 0.0002-0.0050%
  • Mg is an element that has the effect of improving hot workability. In order to acquire this effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, when the Mg content exceeds 0.0050%, the surface quality decreases. Therefore, when Mg is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0035% of range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • B 0.0002-0.0050%
  • B is an effective element for preventing low temperature secondary work embrittlement. In order to acquire this effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, when the amount of B exceeds 0.0050%, the hot workability decreases. Therefore, when B is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0035% of range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • REM 0.01-0.10% REM is an element that improves the oxidation resistance, and in particular has the effect of suppressing the formation of an oxide film on the weld and improving the corrosion resistance of the weld. In order to obtain this effect, a content of 0.01% or more is necessary. However, if the content exceeds 0.10%, productivity such as pickling at the time of cold rolling annealing is lowered. Moreover, since REM is an expensive element, excessive inclusion causes an increase in manufacturing cost, which is not preferable. Therefore, when REM is contained, the content is made 0.01 to 0.10%.
  • Ca 0.0002-0.0020%
  • Ca is an effective component for preventing nozzle clogging due to crystallization of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. In order to acquire this effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, when the Ca content exceeds 0.0020%, CaS is generated and the corrosion resistance is lowered. Therefore, when Ca is contained, the content is made 0.0002 to 0.0020%. Preferably it is 0.0005 to 0.0015% of range. More preferably, it is 0.0005 to 0.0010% of range.
  • the material for stainless steel cold rolling of the present invention is obtained by hot rolling a steel slab having the above component composition, and then holding it in a temperature range of 880 to 1050 ° C. for 5 seconds to 15 minutes, and a temperature range of 350 to 150 ° C. for 10 minutes. It can be obtained by annealing at a cooling rate of °C / sec or less.
  • the molten steel having the above composition is melted by a known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and is made into a steel material (slab) by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • This slab is heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly hot-rolled as cast without heating to form a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing at 880 to 1050 ° C., which is a two-phase temperature range of a ferrite phase and an austenite phase, for 5 seconds to 15 minutes.
  • Hot-rolled sheet annealing at 880 to 1050 ° C. for 5 seconds to 15 minutes Hot-rolled sheet annealing is an extremely important process for obtaining the metal structure of the present invention. If the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 880 ° C., sufficient recrystallization does not occur and the ferrite single-phase region is formed, so that the effect of the present invention that is manifested by the two-phase region annealing cannot be obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 1050 ° C., the solid solution of carbide is promoted, so C concentration in the austenite phase is further promoted, and a remarkably hard martensite phase is formed after hot-rolled sheet annealing. I can't get it.
  • the annealing time is less than 5 seconds, even if annealing is performed at a predetermined temperature, the austenite phase is not sufficiently generated and the ferrite phase is not recrystallized, so that the predetermined formability cannot be obtained.
  • the annealing time exceeds 15 minutes, a part of the carbide dissolves and C concentration in the austenite phase is promoted, and a predetermined surface property cannot be obtained by the same mechanism as described above. Therefore, hot-rolled sheet annealing is performed at 880 to 1050 ° C. for 5 seconds to 15 minutes.
  • the temperature is 900 to 1050 ° C for 5 seconds to 15 Hold for a minute.
  • the holding is performed at a temperature of 920 to 1020 ° C. for 15 seconds to 5 minutes. More preferably, the temperature is maintained at 920 to 1000 ° C. for 30 seconds to 3 minutes.
  • the temperature is 900 to 960 ° C. for 15 seconds to 5 minutes.
  • the temperature range of 350 to 150 ° C is cooled at a cooling rate of 10 ° C / sec or less. Thereafter, one or more of shot blasting, surface grinding and pickling is performed as necessary.
  • the cooling rate is controlled in a temperature range of 350 ° C. or lower, which is the martensite phase generation temperature range in the cooling process after hot-rolled sheet annealing.
  • the generated martensite phase is self-tempered by the completion of the cooling process of hot-rolled sheet annealing and softened to HV500 or less.
  • the temperature range of 350 to 150 ° C. is cooled at a cooling rate of 10 ° C./sec or less.
  • the range is preferably 7 ° C./sec or less. More preferably, it is 5 ° C./sec or less.
  • the material for a stainless cold-rolled steel sheet of the present invention is made into a cold-rolled sheet by cold rolling, and then cold-rolled sheet annealed, and pickled or surface-polished as necessary to obtain a product.
  • cold rolling is desirably performed at a reduction rate of 50% or more.
  • cold rolling and annealing may be repeated twice or more, and a stainless steel foil having a thickness of 200 ⁇ m or less may be formed by cold rolling.
  • Cold-rolled sheet annealing is preferably performed at 800 to 950 ° C. in order to obtain good formability.
  • C 0.035% or less
  • Si ⁇ 0.25 to less than 0.40%
  • Mn ⁇ 0.35% or less
  • the breaking elongation of the cold-rolled annealed sheet is 27% or more
  • BA annealing (bright annealing) may be performed.
  • grinding or polishing may be performed.
  • Stainless steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 50 kg small vacuum melting furnace. These steel ingots were heated at 1150 ° C. for 1 h and then hot rolled to form 3.5 mm thick hot rolled sheets. Next, these hot-rolled sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing under the conditions described in Table 2, and then the surface was shot blasted, immersed in a 20% sulfuric acid solution at a temperature of 80 ° C. for 120 seconds, and then 15 masses. Pickling was performed by dipping in a mixed acid solution composed of% nitric acid and 3% by mass hydrofluoric acid at a temperature of 55 ° C. for 60 seconds, descaling was performed, and a hot-rolled annealed sheet was obtained.
  • the obtained hot-rolled annealed sheet was cold-rolled to a thickness of 0.7 mm, and then subjected to cold-rolled sheet annealing under the conditions shown in Table 2, followed by a water temperature of 80 ° C. and 18% by mass Na 2 SO 4
  • FIG. 1 shows a photograph of an identification example.
  • the hardness measurement was performed by collecting a structure observation specimen from the vicinity of the center of the width of the obtained hot-rolled annealed plate, mirror-polishing the cross section in the rolling direction, and then corroding (etching) with a picric acid hydrochloric acid solution. Using an optical microscope attached to the hardness meter, the martensite phase and the ferrite phase were distinguished from the metallographic characteristics, and a total of 100 grains were measured for each sample at a load of 1 g and a load time of 5 seconds. Table 2 shows the maximum hardness of each sample.
  • the following evaluation was performed about the obtained cold-rolled annealing board.
  • r L , r D , and r C are r values in the L direction, the D direction, and the C direction, respectively.
  • 0.70 or more was regarded as acceptable ( ⁇ ), and less than 0.70 was regarded as unacceptable (x).
  • 0.20 or less was evaluated as ⁇ , and more than 0.20 as ⁇ .
  • is 0.20 or less, it is a particularly excellent characteristic.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were collected from the produced cold-rolled annealed plates in parallel with the rolling direction, and one side of the test specimens was polished with # 600 sandpaper and 20% by uniaxial tension.
  • the salt spray cycle test consists of 1 cycle of salt spray (5 mass% NaCl, 35 ° C, spray 2h) ⁇ dry (60 ° C, 4h, relative humidity 40%) ⁇ wet (50 ° C, 2h, relative humidity ⁇ 95%) As a result, 8 cycles were performed.
  • the number of linear wrinkles observed after cold rolling annealing was 5 or less per 1 m 2 , and good surface properties were obtained. Further, it was confirmed that the elongation at break was 25% or more and the average r value was 0.70 or more, and the moldability was excellent and the ridging resistance was good. Furthermore, regarding corrosion resistance, the rusting rate on the surface of each test piece after 8 cycles of the salt spray cycle test was 25% or less, and good characteristics were obtained.
  • the hot-rolled sheet annealing temperature was in the ferrite single-phase temperature range, and as a result of insufficient recrystallization, the predetermined ductility was not obtained. Furthermore, a martensite phase was not formed after hot-rolled sheet annealing, and a predetermined average r value and ridging resistance were not obtained.
  • the steel ingot was heated at 1150 ° C. for 1 h, and then hot-rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 3.5 mm. Subsequently, these hot-rolled sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing under the conditions described in Table 3, and then the surface was descaled by shot blasting and pickling to obtain hot-rolled annealed sheets. In the temperature range of 350 to 150 ° C. in the cooling process after hot rolling annealing, cooling was performed at a cooling rate of 2 to 5 ° C./sec. The obtained hot-rolled annealed sheet was subjected to cold rolling and cold-rolled sheet annealing under the conditions shown in Table 3, and then descaling by pickling to obtain a cold-rolled annealed sheet.
  • the hardness measurement was performed by collecting a structure observation specimen from the vicinity of the center of the width of the obtained hot-rolled annealed plate, mirror-polishing the cross section in the rolling direction, and then corroding (etching) with a picric acid hydrochloric acid solution. Using an optical microscope attached to the hardness meter, the martensite phase and the ferrite phase were distinguished from the metallographic characteristics, and a total of 100 crystal grains were measured for the martensite phase with a load of 1 g and a load time of 5 seconds. Table 3 shows the maximum hardness of each sample.
  • Example 1 Further, the obtained cold-rolled annealed plate was evaluated for ductility, average r value,
  • the hot-rolled annealed plate has a martensite phase with an area ratio of 19 to 37%.
  • the maximum hardness is as soft as HV404 to HV425, which satisfies the conditions for the cold rolling material of the present invention.
  • of 0.10 or less is obtained at any cold rolling rate, In-plane anisotropy is small. Further, it can be seen that
  • the material for stainless cold-rolled steel sheet obtained by the present invention is suitable as a material for ferritic stainless steel applied to press-formed products mainly made of drawing and applications requiring high surface beauty, such as kitchen utensils and tableware. is there.

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Abstract

十分な耐食性および耐リジング特性を持つとともに、成形性および表面性状に優れたステンレス冷延鋼板に好適なステンレス冷間圧延用素材を提供する。 本発明のステンレス冷間圧延用素材は、質量%で、C:0.007～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.05～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr: 15.5～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下である。

Description

ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法
　本発明は、成形性に優れたステンレス冷延鋼板を製造するのに好適なステンレス冷延鋼板用素材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（鋼板）は、安価で耐食性に優れているため、建材、輸送機器、家電製品、厨房器具、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（伸びが大きく（以下、伸びが十分大きいことを延性があると称することがある）、平均ランクフォード値（以下、平均r値と称することがある）が大きい）と耐リジング特性に優れていることが求められる。また、表面美麗性を必要とする用途に適用する場合には、表面性状に優れることも必要となる。
　上記に対して、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および耐リジング特性に優れるフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献1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）を行う必要がある。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。
　一方、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冷延板焼鈍を行うことを特徴とした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（箱焼鈍）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。また、伸びに関しては一切言及されていないが、熱延板焼鈍を連続焼鈍炉を用いてフェライト単相温度域で行った場合、焼鈍温度が低いために再結晶が不十分となり、フェライト単相温度域で箱焼鈍を行った場合に比べて伸びが低下する場合がある。また、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、成形後にリジングが生じるという問題がある。
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)
　本発明は、かかる課題を解決し、十分な耐食性および耐リジング特性を持つとともに、成形性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板に好適な冷間圧延用素材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%NaCl、噴霧2h）→乾燥（60℃、相対湿度40%、4h）→湿潤（50℃、相対湿度≧95%、2h））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、JIS Z2241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25%以上、JIS Z2241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ｒ値が0.70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、耐リジング特性が良好であるとは、JIS Z 2201に準拠して採取したＪＩＳ５号引張試験片の片面を#600サンドペーパーで研磨し、単軸引張で20%の予歪を付与した後、表面をJIS B 0601-2001に準拠して、引張試験片の平行部中央のうねりを測定し、大うねり（リジング高さ）が2.5μm以下であることを意味する。
　課題を解決するために検討した結果、適切な成分とし、ビッカース硬度がHV500以下のマルテンサイト相を面積率で10～60%含む金属組織とした鋼板を冷間圧延用素材として用いることで、常法の冷間圧延および冷延板焼鈍後に、充分な耐食性、成形性および耐リジング特性を持つステンレス冷延鋼板が得られることを見出した。また、このステンレス冷延鋼板は表面性状にも優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:0.007～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.05～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr: 15.5～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下であるステンレス冷延鋼板用素材。
［２］質量%で、C: 0.01～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.2～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr: 16.0～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下であるステンレス冷延鋼板用素材。
［３］質量%で、C: 0.035%以下、Si: 0.25%～0.40%未満、Mn: 0.35%以下である上記［１］または［２］に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
［４］質量%で、Si: 0.25%未満またはMn:0.35%超である上記［１］または［２］に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
［５］質量%で、さらに、Cu:0.1～1.0%、Ni: 0.1～1.0%、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］～［４］のいずれかに記載のステンレス冷延鋼板用素材。
［６］質量%で、さらに、V: 0.01～0.25%、Ti: 0.001～0.10%、Nb: 0.001～0.10%、Mg: 0.0002～0.0050%、B: 0.0002～0.0050%、REM:0.01～0.10%、Ca: 0.0002～0.0020%のうちから選ばれる１種または２種以上を含む上記［１］～［５］のいずれかに記載のステンレス冷延鋼板用素材。
［７］上記［１］～［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延を施し、次いで880～1050℃の温度範囲で5秒～15分間保持し、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却する焼鈍を行うステンレス冷延鋼板用素材の製造方法。
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。
　本発明のステンレス冷間圧延用素材を用いれば、十分な耐食性および耐リジング特性を持つとともに、成形性に優れ、熱延または、熱延板焼鈍起因の線状疵の発生がなく表面性状に優れたステンレス冷延鋼板を得ることができ、産業上格段の効果を奏する。
フェライト相とマルテンサイト相の金属組織学的特徴を示す図（光学顕微鏡写真）である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　本発明のステンレス冷延鋼板用素材は、質量%で、C:0.007～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.05～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr:15.5～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下であることを特徴とする。
　本発明のステンレス冷延鋼板用素材は、熱間圧延後に、フェライト相とオーステナイト相の二相となる温度域である880～1050℃の温度で、5秒～15分間保持する熱延板焼鈍を行い、次いで、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却することで製造することができる。
　本発明のステンレス冷間圧延用素材に、常法の冷間圧延および冷延板焼鈍することにより、十分な耐食性と成形性を有し、かつ、耐リジング特性および表面性状に優れたステンレス冷延鋼板を得ることができる。
　まず、本発明の技術内容について詳細に説明する。
　発明者らは箱焼鈍（バッチ焼鈍）のような長時間の熱延板焼鈍ではなく、生産性の高い連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により所定の加工性を得る技術について検討した。連続焼鈍炉を用いた従来技術においての課題は、焼鈍をフェライト単相温度域で行っているために十分な再結晶が生じず、十分な伸びが得られないとともに、コロニーが冷延板焼鈍後にまで残存するために耐リジング特性が悪いことであった。そこで発明者らは、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所定の冷却速度で冷却することにより所定の面積率および硬度のマルテンサイトを生成させ、次いで、常法で冷間圧延ならびに冷延板焼鈍を行い、最終的に再度フェライト相組織とすることを考案した。
　すなわち、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、フェライト相の再結晶が促進される。その結果、熱間圧延によって加工ひずみが導入されたフェライト結晶粒が冷延板焼鈍後にまで残存することが回避され、冷延板焼鈍後の伸びが向上する。また、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ために、フェライト相のコロニーが効果的に破壊され、平均ｒ値と耐リジング特性が向上する。
　しかしながら、さらに検討したところ、従来成分の鋼に対して上記の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うと、冷延板焼鈍後に圧延方向に沿った線状の疵（以下、線状疵と表記する）が発生し、表面性状が著しく低下するという新たな問題が生じることが明らかとなった。
　発明者らは成形性と表面性状を両立させるため、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うことにより線状疵が発生した原因について調査した。
　その結果、線状疵は熱延板焼鈍後の鋼板表層部に存在する著しく硬質なマルテンサイト相に起因することがわかった。すなわち、熱延板焼鈍後の鋼板表層部に著しく硬質なマルテンサイト相が存在すると、その後の冷間圧延において著しく硬質なマルテンサイト相とフェライト相の界面にひずみが集中して微小亀裂が発生し、冷延板焼鈍後に線状疵となることを見出した。マルテンサイト相はフェライト相とオーステナイト相の二相域での熱延板焼鈍において生成したオーステナイト相が冷却過程で変態して生成したものである。組織中の各マルテンサイト結晶粒の硬度を調査したところ、多くのマルテンサイト相がビッカース硬度でHV300～400程度であるのに対し、一部のマルテンサイト相がHVで500を超えるほど著しく硬質であり、冷間圧延における微小亀裂はこのHVで500を超える著しく硬質なマルテンサイト相とフェライト相の界面で発生していることを見出した。
　そこで発明者らは、フェライト相とオーステナイト相の二相域で短時間焼鈍した後の冷却過程の、特に350～150℃の温度範囲における冷却速度を10℃/sec以下に制御することを考案した。すなわち、本発明鋼において、マルテンサイト相は焼鈍温度から室温までの冷却中にオーステナイト相が変態することにより生成する。冷却速度を小さくすることにより、鋼板温度がマルテンサイト変態開始（Ｍｓ点と表記する場合がある）から室温までの温度域となる時間を長くする。そうすることで、Ｍｓ点通過によって生成したマルテンサイト相に自己焼戻しを生じさせ、マルテンサイト相の硬度をHV500以下まで軟質化できる。これにより、マルテンサイト相の存在による冷延板焼鈍後の材質（ｒ値、耐リジング特性）向上効果を得つつ、著しく硬質なマルテンサイト相に起因した線状疵の発生を回避することが可能となった。
　上記検討結果より、金属組織中に所定量のマルテンサイト相を存在させること、マルテンサイト相を軟質化することが重要である。本発明では、上記知見をもとに、まずは、マルテンサイト相の面積率は10～60%とする。本発明では、熱延板焼鈍によってオーステナイト相を生成させ、熱延板でのフェライト相のコロニーを解消する効果を得る。そして、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が存在することによって、耐リジング特性の向上、さらにはｒ値を向上させるγ―ファイバー集合組織が十分に発達する。マルテンサイト相によるこれらの効果は、上述したようにマルテンサイト相の旧オーステナイト粒界やブロックあるいはラス境界が仕上げ焼鈍時のフェライト相の再結晶サイトとして機能し、冷延板焼鈍時の再結晶を促進することによっても促進される。これらの効果は熱延板焼鈍後のマルテンサイト相の面積率が10%以上となった場合に得られる。一方、マルテンサイト相の面積率が60%を超えると熱延焼鈍板が硬質化し、冷間圧延工程において耳割れや板形状不良が生じ製造上好ましくない。そのため、マルテンサイト相の面積率は10～60%とする。好ましくは10～50%の範囲である。さらに好ましくは10～40%の範囲である。
　なお、本発明鋼の鋼成分範囲においては熱延板焼鈍温度において生成したオーステナイト相のほぼ全てがマルテンサイト相へ変態するため、熱延板焼鈍温度において生成したオーステナイト相の面積率は、熱延板焼鈍後のマルテンサイト相の面積率とほぼ等しい。このオーステナイト相の面積率は成分（特にC、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu）と熱延板焼鈍温度に依存する。したがって、所望のマルテンサイト相の面積率は成分と熱延板焼鈍温度の制御で得ることができる。
　また、マルテンサイト相の面積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
　さらに、本発明では、マルテンサイト相の硬度はHV500以下とする。良好な耐リジング特性や高い平均ｒ値を得るためには、上述のように、熱延焼鈍板に所定量のマルテンサイト相が存在することが必要である。しかし、HV500を超える著しく硬質なマルテンサイト相が存在すると、冷間圧延時に硬質なマルテンサイト相とフェライト相との硬度差に起因して両相の界面から微小亀裂が生成し、冷延板焼鈍後に圧延方向に沿った線状の欠陥となって現出し、鋼板の表面美麗性が低下する。そのため、熱延焼鈍板のマルテンサイト相の硬度はHV500以下とする必要がある。好ましくはHV475以下である。さらに好ましくはHV450以下である。なお、マルテンサイト相の硬度は熱延板焼鈍後の冷却速度で制御することができる。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼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:0.007～0.05%
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0.007%以上の含有が必要である。しかし、C量が0.05%を超えると鋼板が硬質化して延性が低下する。また、本発明をもってしても熱延板焼鈍後に著しく硬質なマルテンサイト相が生成し、冷延板焼鈍後の線状疵を誘引するため好ましくない。そのため、C量は0.007～0.05%の範囲とする。下限は、好ましくは0.01％、さらに好ましくは0.015％である。上限は好ましくは0.03％、さらに好ましくは0.025％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。また、冷延板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0.25～0.30%の範囲である。
　Mn: 0.05～1.0%
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0.05%以上の含有が必要である。しかし、Mn量が1.0%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0.05～1.0%の範囲とする。下限は、好ましくは0.1％、さらに好ましくは0.2％である。上限は、好ましくは0.8％、さらに好ましくは0.3％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。
　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る。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。
　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、所定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16.0～18.0％の範囲である。さらに好ましくは16.0～17.25％の範囲である。
　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。より一層好ましくは0.001～0.03%の範囲である。
　N: 0.01～0.06%
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0.01%以上とする必要がある。しかし、N量が0.06%を超えると延性が著しく低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じる。そのため、N量は0.01～0.06%の範囲とする。好ましくは0.01～0.05%の範囲である。さらに好ましくは0.02～0.04%の範囲である。
　さらに、以下のように、C: 0.035%以下、Si: 0.25%～0.40%未満、Mn: 0.35%以下とすることにより破断伸びを27%以上にすることができることを見出した。フェライト生成元素であるSiおよびオーステナイト生成元素であるCおよびMnを好適な範囲に調整することにより、オーステナイト相が生成する下限の温度を高温側に移行させることができる。これにより冷延板焼鈍をフェライト単相温度域で行って十分に粒成長したフェライト単相組織が得ることができる。結果、破断伸びを27%以上にすることができる。
C: 0.035%以下、Si: 0.25～0.40%未満、Mn: 0.35%以下
上記したように、Cはオーステナイト相の生成を促進して、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。オーステナイト相が生成する下限の温度を高温側に移行させて破断伸びを27%以上とする場合は、C量を0.035%以下とする。好ましくは0.030%以下、さらに好ましくは0.025%以下である
Siはフェライト相の生成を促進して、熱延板焼鈍時にオーステナイト相が出現する下限温度を高温化する元素である。この効果を得るためにはSi量は0.25%以上の含有が必要である。一方、Si量が0.40%以上になると、鋼板が硬質化して冷延板焼鈍後の延性が低下し、27%以上の破断伸びが得られない。そのため、破断伸びを27%以上とする場合は、C量0.035%以下に加えて、Si量を0.25%以上0.40%未満の範囲とする。好ましくは0.25～0.35%の範囲である。さらに好ましくは0.25～0.30%の範囲である。
MnはCと同様にオーステナイト相の生成を促進する。Mn量が0.35%を超えるとオーステナイト相が生成する下限の温度が上がらず27%以上の破断伸びが得られない。そのため、破断伸びを27%以上とする場合は、C量0.035%以下、Si量0.25%以上0.40%未満に加えて、Mn量は0.35%以下とする。好ましくは0.10～0.30%の範囲である。さらに好ましくは0.15～0.25%の範囲である。
　さらに、以下のように、Si: 0.25％未満あるいはMn: 0.35%超とすることにより、｜Δｒ｜が小さくなることを見出した。フェライト生成元素であるSiおよびオーステナイト生成元素であるMnを好適な範囲に調整することにより、冷延板焼鈍時の組織を数％の微量のオーステナイト相が分散したオーステナイト相とフェライト相の二相とすることができる。この状態で焼鈍を行えば、分散したオーステナイト相が障害物となり、フェライト粒が各方向的に類似して粒成長して、金属組織の異方性が緩和されて｜Δｒ｜が小さくなる。
Si: 0.25％未満あるいはMn: 0.35%超
Si量を0.25%未満とするもしくはMn量を0.35%超えとし、適量のオーステナイト相が存在するオーステナイト相とフェライト相の二相温度域で冷延板焼鈍を行うことで、冷延焼鈍板の｜Δｒ｜を0.2以下とすることができる。さらに、この場合には、平均ｒ値ならびにΔｒは冷間圧延率の影響が少ないことを見出した。従来の成分と製造方法では、冷延板焼鈍後の平均ｒ値ならびにΔｒは冷間圧延率により変動するため、所定の材質を得るためにはある一定以上の冷間圧延率が必要であった。そのため、所定の板厚の冷延鋼板を製造するために、種々の仕上げ板厚で熱延鋼板を作り分ける必要があった。しかし、Si: 0.25％未満あるいはMn: 0.35%超の本発明のステンレス冷間圧延用素材であれば冷延板焼鈍後の材質に及ぼす冷間圧延率の影響が小さいため、熱延鋼板の仕上げ板厚を細かく作り分ける必要がなく、熱間圧延工程の生産性を格段に向上させることができる。
　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%、Ni: 0.1～1.0%、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およびNiはいずれも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および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。これらの効果は各々0.1%以上の含有で顕著となる。しかし、Cu含有量が1.0％を超えると熱間加工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0.2～0.8％の範囲である。さらに好ましくは0.3～0.5％の範囲である。Ni含有量が1.0％を超えると加工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0.1～0.6％の範囲である。さらに好ましくは0.1～0.3％の範囲である。
　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含有量が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、所定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0.1～0.3％の範囲である。
　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%を超えると製造性を低下させる。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。
　V: 0.01～0.25%、Ti: 0.001～0.10%、Nb: 0.001～0.10%、Mg: 0.0002～0.0050%、B: 0.0002～0.0050%、REM:0.01～0.10%、Ca: 0.0002～0.0020%のうちから選ばれる１種または２種以上
　V: 0.01～0.25%
Vは鋼中のCおよびNと化合して、固溶C、Nを低減する。これにより、平均ｒ値を向上させる。さらに、熱延板での炭窒化物析出挙動を制御して熱延・焼鈍起因の線状疵の発生を抑制して表面性状を改善する。これら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0.25%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0.01～0.25%の範囲とする。好ましくは0.03～0.20%の範囲である。さらに好ましくは0.05～0.15%の範囲である。
　Ti: 0.001～0.10%、Nb:0.001～0.10%、
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、Nを低減させ、仕上げ焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。これら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0.10%あるいはNb量が0.10%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0.001～0.10%の範囲、Nbを含有する場合は0.001～0.10%の範囲とする。Ti量は好ましくは0.001～0.015%の範囲である。さらに好ましくは0.003～0.010%の範囲である。Nb量は好ましくは0.001～0.030%の範囲である。さらに好ましくは0.005～0.020%の範囲である。
　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。
　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。
　Ca: 0.0002～0.0020%
　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。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、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。
　次に本発明のステンレス冷間圧延用素材の製造方法について説明する。
　本発明のステンレス冷間圧延用素材は上記成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延を施し、次いで880～1050℃の温度範囲で5秒～15分間保持、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却する焼鈍を行うことで得られる。
　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、熱延板にフェライト相とオーステナイト相の二相域温度となる880～1050℃で5秒～15分間の熱延板焼鈍を施す。
　880～1050℃で5秒～15分間の熱延板焼鈍
　熱延板焼鈍は本発明の金属組織を得る上で極めて重要な工程である。熱延板焼鈍温度が880℃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、二相域焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない。一方、1050℃を超えると炭化物の固溶が促進されるためにオーステナイト相中へのC濃化が一層助長され、熱延板焼鈍後に著しく硬質なマルテンサイト相が生成し、所定の表面性状が得られない。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、所定の成形性が得られない。一方、焼鈍時間が15分を超えると炭化物の一部が固溶してオーステナイト相中へのC濃化が助長され、上記と同様の機構によって所定の表面性状が得られない。そのため、熱延板焼鈍は880～1050℃で5秒～15分間の範囲で行う。
　特に、C: 0.035%以下、Si: 0.25～0.40%未満、Mn: 0.35%以下として冷延焼鈍板の破断伸びを27％以上にする場合は、900～1050℃の温度で、5秒～15分間保持する。好ましくは、920～1020℃の温度で15秒～5分間保持である。さらに好ましくは920～1000℃の温度で30秒～3分間保持である。
　また、Si: 0.25％未満あるいはMn: 0.35%超として冷延焼鈍板の｜Δｒ｜を0.2以下にする場合は、880～1000℃の温度で15秒～15分間保持する。好ましくは、900～960℃で15秒～5分の範囲である。
　次いで、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却する。その後、必要に応じてショットブラスト処理、表面研削や酸洗のいずれか一つ以上を行う。
　350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却
フェライト相とオーステナイト相の二相域となる温度で熱延板焼鈍を行うと、鋼中のＣはオーステナイト相に濃化する。そのため、本発明の成分鋼を熱延板焼鈍した後の冷却を制御しない場合には、HV500を超える著しく硬質なマルテンサイト相が生成し、所定の表面性状が得られない。よって、本発明では熱延板焼鈍後の冷却過程においてマルテンサイト相の生成温度域となる350℃以下の温度範囲において冷却速度を制御する。冷却速度を制御することにより、生成したマルテンサイト相が、熱延板焼鈍の冷却工程完了までに自己焼戻しされHV500以下にまで軟質化される。この効果を得るためには、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却する。冷却速度が10℃/secを超えると、冷却中のマルテンサイト相の自己焼戻しが不十分となり、十分な軟質化効果が得られない。好ましくは7℃/sec以下の範囲である。より好ましくは5℃/sec以下の範囲である。
　次に、本発明のステンレス冷延鋼板用素材を用いて、ステンレス冷延鋼板を製造するのに好適な条件について説明する。
本発明のステンレス冷延鋼板用素材に対して、冷間圧延により冷延板とした後、冷延板焼鈍、必要に応じて酸洗や表面研磨を施して製品とする。
　冷間圧延の成形性および形状矯正の観点から、冷間圧延は、50%以上の圧下率で行うことが望ましい。また、本発明では、冷延－焼鈍を２回以上繰り返しても良く、冷間圧延により板厚200μm以下のステンレス箔としても良い。
　冷延板の冷延板焼鈍は、良好な成形性を得るために800～950℃で行うことが好ましい。特に、C: 0.035%以下、Si: 0.25～0.40%未満、Mn: 0.35%以下として冷延焼鈍板の破断伸びを27％以上にする場合は、850℃～900℃で15秒～3分間保持が好ましい。また、より光沢を求めるためにBA焼鈍（光輝焼鈍（bright annealing））を行っても良い。
　なお、冷間圧延後および加工後に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。
　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1h加熱後、熱間圧延を施して3.5mm厚の熱延板とした。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、温度80℃、20質量%硫酸の溶液中に120秒浸漬後、15質量%硝酸および3質量%弗酸からなる温度55℃の混合酸溶液中に60秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行い、熱延焼鈍板を得た。
　さらに、得られた熱延焼鈍板に、冷間圧延し板厚を0.7mmとし、次いで表２に記載の条件で冷延板焼鈍を行った後、水温80℃、18質量%Na2SO4水溶液中において25C/dm2の条件での電解酸洗、および水温50℃、10質量%HNO3水溶液中において30C/dm2の条件での電解酸洗による脱スケール処理を行い、冷延焼鈍板を得た。
　かくして得られた熱延焼鈍板について、幅中央部付近から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、ピクリン酸塩酸溶液で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて板厚中央部を倍率400倍で10視野撮影した。得られた組織写真について、金属組織学的特徴からマルテンサイト相とフェライト相を識別・分離し、画像解析装置を用いてマルテンサイト相の面積率を測定し、10視野の平均値を当該熱延焼鈍板におけるマルテンサイト相の面積率とした。図１に識別例の写真を示す。図１は表２に記載のNo. 4の倍率400倍で撮影した光学顕微鏡写真である。本発明では粒内にマルテンサイト相に特有の内部構造が認められる結晶粒をマルテンサイト相と定義している。なお、面積率の測定に際して析出物（炭化物や窒化物）および介在物は測定対象外とした。
　また、硬度測定は、得られた熱延焼鈍板の幅中央部付近から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、ピクリン酸塩酸溶液で腐食（エッチング）し、マイクロビッカース硬度計に付属の光学顕微鏡を用いて金属組織学的特徴からマルテンサイト相とフェライト相を識別し、マルテンサイト相について荷重1g、負荷時間5秒で各試料とも計100結晶粒測定した。各試料の硬度の最高値を表2に示す。
　さらに、得られた冷延焼鈍板について以下の評価を行った。
（１）表面品質評価
　冷延焼鈍後、鋼板1m2あたりに存在する長さ5mm以上の線状疵の個数を計測した。冷延焼鈍板表面に認められた線状疵が鋼板1m2あたりで5箇所以下の場合を合格とし、5箇所超の場合を不合格とした。
　（２）延性の評価
冷延酸洗焼鈍板から、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27%以上の場合を特に優れた特性として合格（◎）、破断伸びが27％未満25%以上の場合を合格（○）、25％未満の場合を不合格（×）とした。
　（３）平均ｒ値および｜Δｒ｜の評価
冷延酸洗焼鈍板から、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 Z2241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）およびｒ値の面内異方性（Δｒ＝（ｒＬ－２ｒＤ＋ｒＣ）／２）の絶対値（｜Δｒ｜）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0.70以上を合格（○）、0.70未満を不合格（×）とした。｜Δｒ｜は0.20以下を○、0.20超えを△とした。｜Δｒ｜が0.20以下は特に優れた特性である。
（４）耐リジング特性の評価
　作製した冷延焼鈍板から、圧延方向と平行にJIS 5号引張試験片を採取し、試験片の片面を#600サンドペーパーで研磨し、単軸引張で20%の予歪を付与した後、表面をJIS B 0601-2001に準拠して、引張試験片の平行部中央のうねりを測定し、最大うねり（リジング高さ）が2.5μm以下を合格（○）とし、2.5μm超えを不合格（×）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2h）→乾燥（60℃、4h、相対湿度40%）→湿潤（50℃、2h、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面積率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×100　[%]）を算出した。発錆面積率が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と併せて表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例であるNo.1～16、39～47、52～61では、冷延焼鈍後に認められた線状疵はいずれも1m2あたり5箇所以下であり良好な表面性状が得られた。また、破断伸び25%以上、平均ｒ値で0.70以上と優れた成形性を有するとともに耐リジング特性が良好なことが確認された。さらに耐食性に関しても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%以下と良好な特性が得られた。
　特に、Siが0.25%未満あるいはMnが0.35%超えのNo. 1～16、39～47では、｜Δｒ｜が0.20以下になっており、成形性が一層向上した。
また、Cが0.035%以下でSiが0.25%～0.40%未満かつMnが0.35%以下であるNo.52～61では、破断伸びが27％以上になっており、延性が一層向上した。
さらに、0.4％のCuを含有した鋼GのNo.10、0.3％のCuを含有した鋼ALのNo.54、0.5％のNiを含有した鋼HのNo.11、同じく0.5%のNiを含有した鋼AFのNo.43、0.4％のMoを含有した鋼ＩのNo.12、0.3％のMoを含有した鋼ASのNo.61では、塩水噴霧サイクル試験後の発錆面積率が10%以下となっており、耐食性が一層向上した。
　これらの熱延板組織を確認したところ、熱延板焼鈍後の金属組織では面積率で14～40%のマルテンサイト相が得られており、硬度測定の結果から、マルテンサイト相の硬度は最高でもHV424と軟質であったことが確認され、いずれも本発明のステンレス冷間圧延用素材の条件を満たしていることが確認された。
　しかし、Cr含有量が本発明の範囲を下回るNo. 17では、所定の表面性状、延性、平均ｒ値ならびに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. 18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しなかったためにマルテンサイト相が生成せず、所定の平均ｒ値および耐リジング特性を得ることができなかった。
　C量が本発明の範囲を上回るNo. 19では、熱延板焼鈍後に350～150℃の温度範囲を所定の冷却速度で冷却したが、マルテンサイト相が十分に軟質化しなかった結果、熱延板焼鈍後にHV500を超える硬質なマルテンサイトが残存し、所定の表面性状が得られなかった。また、固溶C量が増加したために鋼板強度が著しく上昇し、所定の延性も得られなかった。
　C量が本発明の範囲を下回るNo. 20では、Cによるオーステナイト相の安定化が不十分であったために、熱延板焼鈍中に十分な量のオーステナイト相が生成せず、熱延板焼鈍後に所定量のマルテンサイト相が得られなかったために所定の平均ｒ値および耐リジング特性を得ることができなかった。
　No. 63およびNo.66では、熱延板焼鈍中に炭化物の固溶が生じてオーステナイト相へＣ濃化量が過度に増加したために、No. 19と同様に、熱延板焼鈍後にHV500を超える著しく硬質なマルテンサイトが残存し、所定の表面性状が得られなかった。特にNo.63では、冷間圧延時に耳割れが発生した。
　No.22およびNo. 64では、熱延板焼鈍温度がフェライト単相温度域となり、不十分な再結晶が生じた結果、所定の延性が得られなかった。さらに、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が生成せず、所定の平均ｒ値および耐リジング特性も得られなかった。
　No.62およびNo.65では、熱延板焼鈍時間が短すぎたために再結晶が十分に生じず、所定の延性が得られなかったとともに、焼鈍中にオーステナイト相が生成しなかったために、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が生成せず、所定の平均ｒ値および耐リジング特性が得られなかった。
　No. 25およびNo. 67では、生成したマルテンサイト相の自己焼戻しが不十分となった結果、熱延板焼鈍後にHV500を超える硬質なマルテンサイト相が残存し、所定の延性、平均ｒ値、耐リジング特性ならびに耐食性は得られたものの、所定の表面性状は得られなかった。
　以上のことから、本発明のステンレス冷間圧延用素材を用いれば、所定の表面性状、成形性および耐リジング性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が容易に得られることが確認された。
　表１に記載の鋼ＡおよびＣについて、鋼塊を1150℃で1h加熱後、熱間圧延を施して3.5mm厚の熱延板とした。ついで、これらの熱延板に表３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い、熱延焼鈍板を得た。熱延焼鈍後の冷却過程の350～150℃の温度範囲では、2～5℃/secの冷却速度で冷却した。得られた熱延焼鈍板に、表３に記載の条件で冷間圧延および冷延板焼鈍を行った後、酸洗による脱スケール処理を行い、冷延焼鈍板を得た。
　得られた熱延焼鈍板について、幅中央部付近から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、ピクリン酸塩酸溶液で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて板厚中央部を倍率400倍で10視野撮影した。得られた組織写真について、金属組織学的特徴からマルテンサイト相とフェライト相を識別・分離し、画像解析装置を用いてマルテンサイト相の面積率を測定し、10視野の平均値を当該熱延焼鈍板におけるマルテンサイト相の面積率とした。なお、面積率の測定に際して析出物（炭化物や窒化物）および介在物は測定対象外とした。
　また、硬度測定は、得られた熱延焼鈍板の幅中央部付近から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、ピクリン酸塩酸溶液で腐食（エッチング）し、マイクロビッカース硬度計に付属の光学顕微鏡を用いて金属組織学的特徴からマルテンサイト相とフェライト相を識別し、マルテンサイト相について荷重1g、負荷時間5秒で計100結晶粒測定した。各試料の硬度の最高値を表3に示す。
　さらに、得られた冷延焼鈍板について延性、平均ｒ値、｜Δｒ｜、耐リジング特性および耐食性を実施例1と同様の方法で評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、No. 26～33、48～50の本発明例では、熱延焼鈍板はいずれも面積率で19～37%のマルテンサイト相が得られており、そのマルテンサイト相の硬度も最高でHV404～HV425と軟質であり、本発明の冷間圧延用素材の条件を満たしている。この冷間圧延用素材を用いて種々の冷間圧延率で冷間圧延を行った後に仕上げ焼鈍を実施したところ、いずれの冷間圧延率においても0.10以下の｜Δｒ｜が得られており、面内異方性は小さい。さらに、｜Δｒ｜は冷間圧延率を49～89%に変化させても、0.02の変動幅でほぼ一定値となっており、冷間圧延率にほとんど依存していないことがわかる。
　以上のことから、本発明の内、Siが0.25％未満あるいはMnが0.35%超の冷間圧延用素材を用いれば、各引張方向におけるｒ値と、平均ｒ値ならびに｜Δｒ｜は冷間圧延率にほとんど依存しないフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られることが確認された。
　本発明で得られるステンレス冷延鋼板用素材は、絞りを主体としたプレス成形品や高い表面美麗性を要求される用途、例えば厨房器具や食器へ適用されるフェライト系ステンレス鋼の素材として好適である。

Claims (7)

  1. 　質量%で、C:0.007～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.05～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr: 15.5～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
    かつ、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下であるステンレス冷延鋼板用素材。
  2. 　質量%で、C: 0.01～0.05%、Si: 0.02～0.50%、Mn: 0.2～1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr: 16.0～18.0%、Al: 0.001～0.10%、N: 0.01～0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
    かつ、面積率で10～60%のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、前記マルテンサイト相の硬度がHV500以下であるステンレス冷延鋼板用素材。
  3. 　質量%で、C: 0.035%以下、Si: 0.25%～0.40%未満、Mn: 0.35%以下である請求項１または２に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
  4. 　質量%で、Si: 0.25%未満またはMn:0.35%超である請求項１または２に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
  5. 　質量%で、さらに、Cu:0.1～1.0%、Ni: 0.1～1.0%、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１～４のいずれか一項に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
  6. 　質量%で、さらに、V: 0.01～0.25%、Ti: 0.001～0.10%、Nb: 0.001～0.10%、Mg: 0.0002～0.0050%、B: 0.0002～0.0050%、REM:0.01～0.10%、Ca: 0.0002～0.0020%のうちから選ばれる１種または２種以上を含む請求項１～５のいずれか一項に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延を施し、次いで880～1050℃の温度範囲で5秒～15分間保持し、350～150℃の温度範囲を10℃/sec以下の冷却速度で冷却する焼鈍を行うステンレス冷延鋼板用素材の製造方法。
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