JP2004002974A - フェライト系ステンレス鋼の鋳片及び鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】深絞り性，張り出し性，リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】高加工性を得るために，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＴｉをできるだけ低減した化学組成にした上で，Ｍｇを添加して，凝固の核生成を促進するＭｇ含有酸化物を分散させることにより，鋳片において粗大な柱状晶が発達するのを抑制して，製品のローピング，リジングの低減を図る。鋼片中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足することを特徴とする。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
【選択図】 なし
【解決手段】高加工性を得るために，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＴｉをできるだけ低減した化学組成にした上で，Ｍｇを添加して，凝固の核生成を促進するＭｇ含有酸化物を分散させることにより，鋳片において粗大な柱状晶が発達するのを抑制して，製品のローピング，リジングの低減を図る。鋼片中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足することを特徴とする。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の鋳片，鋼板およびそれらの製造方法に関するものであり，特に加工性の指標である伸びとランクフォード値（以降，ｒ値）に優れ，同時にリジングやローピングの極めて小さいフェライト系ステンレス鋼板を製造するための鋳片，鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼板は，家電製品，厨房機器，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，オー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。
【０００３】
この問題を解決するために，近年の精錬技術の向上により，極低炭素・窒素化が可能になり，更にはＴｉやＮｂなどの安定化元素を添加して成形性を向上させることができるようになった。
【０００４】
従来のフェライト系ステンレス鋼板の成形性向上は，深絞り性すなわちｒ値を向上させるものが主であり，熱延条件では例えば，特許文献１，特許文献２に，熱間圧延温度などを規定することにより，ｒ値を向上させる技術が開示されている。しかしながら，これらの技術では鋼組成のばらつきによっては十分な特性が得られないのが実状であった。また，冷延条件において，大径ロール圧延によりｒを値を向上させる技術が，例えば，特許文献３，特許文献４，特許文献５に開示されているが，鋼組成や中間焼鈍あるいは最終焼鈍条件によっては十分な特性が得られない場合があった。
【０００５】
更に，実際の加工においては，深絞り成形性だけでは十分で無く，張り出し性が要求される場合が多い。フェライト系ステンレス鋼は，オーステナイト系ステンレス鋼に比べて伸びが低いため張り出し性が著しく劣る欠点があったが，この点についての検討は少ない。張り出し性の向上には，伸びの向上が効果的であり，例えば，特許文献６，特許文献７，特許文献８には，張り出し性を向上させるための成分系に関する技術が開示されているが，これら鋼成分だけでは，十分な伸びすなわち張り出し成形性が得られないのが実状であった。
【０００６】
更に，フェライト系ステンレス鋼板はリジングと呼ばれるプレス加工後の表面に筋状の凹凸が発生する問題があり，極端に発生すると加工時に割れが生じる問題もあった。例えば，特許文献９には熱延条件によりリジング性を向上させる技術が開示されているが，これは粗圧延での大圧下圧延による再結晶促進が基本思想になっており，この場合は熱延板での疵が著しく発生する他，厳しい加工の際にはリジングが過度に発生する問題があった。また，凝固組織の微細化によるリジング改善として，特許文献１０，特許文献１１にはＭｇを添加しＭｇ酸化物粒子を制御する技術が開示されているが，これらの開示技術では，リジング性にばらつきが生じるとともに，厳しい加工の際にはリジングが過度に発生する欠点があった。
【０００７】
また，Ｃ，Ｎを低減して，安定化元素としてＴｉを添加したいわゆる高純フェライト系ステンレス鋼は，オーステナイト系ステンレス鋼の代表であるＳＵＳ３０４と比較して，応力腐食割れの発生の可能性が極めて低く，またＮｉを含有しない分，低廉であるという利点を持つ。しかし，加工性の指標として重要な伸びが，ＳＵＳ３０４よりも低いという欠点がある。さらに，高純フェライト系ステンレスの加工性を上げるためには，侵入型固溶元素のＣやＮの低減に加えて，置換型固溶元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉ等を低減する必要がある。
【０００８】
このような更なる高純度化を追求する場合，高純フェライト系ステンレス鋼では，鋼板の素材である鋳片の鋳造組織において粗大な柱状晶組織が発達してしまい，冷延鋼板のローピングや冷延・焼鈍製品の加工で生じるリジングが顕著になる傾向がある。ローピングやリジングを低減する目的で従来より，鋳造組織の等軸晶化を図り，組織を微細にする方法が提案されている。代表的な方法は，Ｔｉを添加して（例えば，０．２から０．３％程度），溶鋼が凝固する以前に溶鋼中にＴｉＮを析出させ，これを不均質凝固核として凝固の核生成を促進するものである（非特許文献１）。本方法により等軸晶率を６０〜７０％程度以上にすれば，リジング低減に効果がある。しかし，この方法ではＴｉを０．２から０．３％程度添加するため，ＴｉＮ形成に必要な量以上の過剰なＴｉが鋼中に固溶せざるを得ず，その結果，鋼板の伸びが低下するので，鋼板の加工性を大きくしたいという目的と矛盾する。
【０００９】
より少ないＴｉ添加量でもＡｌ−Ｔｉ系の介在物上にＴｉＮを複合析出させることにより，等軸晶化を促進する方法が明らかにされている（特許文献１２）。この方法によれば過剰なＴｉ添加による鋼板の伸びの低下を防ぐことができる。しかし，後述するようにこの方法でＴｉＮを有効に析出させるには，Ｓｉの含有が必要である。良く知られているようにＳｉは，少量で鋼板の伸びを低下させてしまう。従って，本方法でもローピング，リジングを低減するために鋳造組織を等軸晶化して微細化することと伸びを大きくすることが相反することになる。
【００１０】
【特許文献１】
特開昭６２−７７４２３号公報
【特許文献２】
特開平７−２６８４８５号公報
【特許文献３】
特開昭５９−０８３７２５号公報
【特許文献４】
特開昭６１−０２３７２０号公報
【特許文献５】
特開２０００−１７８６９６号公報
【特許文献６】
特開昭５８−０６１２５８号公報
【特許文献７】
特開平０１−０７５６５２号公報
【特許文献８】
特開平１１−３５００９０号公報
【特許文献９】
特開平０４−３４１５２１号公報
【特許文献１０】
特開平１０−３２４９５６号公報
【特許文献１１】
特開２０００−１９２１９９号公報
【特許文献１２】
特開２０００−１４４３４２号公報
【非特許文献１】
竹内英麿ら：鉄と鋼，６６（１９８０），６３８
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は，既知技術の問題点を解決し，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１２】
特に，上述の従来の方法では，ローピングやリジングを低減するための鋳造組織の微細化条件として，鋼板の伸びを低下させてしまうＴｉやＳｉを利用せざるを得ず，高純度化してＳＵＳ３０４に代替し得る加工性を得たいという所期の目的と矛盾することになる。従って，本発明の目的とするところは，鋼板の伸びを低下するＴｉやＳｉをできるだけ低くして，高純度を維持した状態でも，鋳造組織の実質的な微細化を達成して，鋼板の高加工性とローピング，リジングの低減との両立を可能とすることである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために，本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の加工性の向上に関して，鋼組成，溶鋼中ならびに凝固中における酸化物挙動，焼鈍過程における析出と再結晶挙動，冷間圧延および焼鈍過程における組織形成について詳細な研究を行った。
【００１４】
本発明は，上記の課題を有利に解決するもので，高加工性を得るために，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＴｉをできるだけ低減した化学組成にした上で，Ｍｇを添加して，凝固の核生成を促進するＭｇ含有酸化物を分散させることにより，鋳片において粗大な柱状晶が発達するのを抑制して，製品のローピング，リジングの低減を図るものである。すなわち，本発明の骨子は以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％にて，Ｃ：０．００１〜０．０１０％，Ｓｉ：０．０１〜０．３０％，Ｍｎ：０．０１〜０．３０％，Ｐ：０．０１〜０．０４％，Ｓ：０．００１０〜０．０１００％，Ｃｒ：１０〜２０％，Ｎ：０．００１〜０．０２０％，Ｔｉ：０．０５〜０．３０％を含有し，Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％以下であり，残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り，
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
で示されるΣが０．７０以下であり，
鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
式（２），（３）において，（ ）はＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯおよびＭｇＡｌ２Ｏ４のモル％である。
（２）質量％にて，Ｂ：０．０００３〜０．００５０％または／およびＡｌ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（３）質量％にて，Ｍｏ：０．１〜２．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｃｕ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（４）質量％にて，Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．１〜３．０％，Ｚｒ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（５）鋳片厚さの１／４の部位において，柱状晶の平均幅が４ｍｍ以下であることを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（６）上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鋳片から製造されてなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
【００１６】
（７）上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鋳片を用いることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）溶鋼中にＭｇＯまたは／および金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりＭｇ換算で０．３０ｋｇ以上投入することを特徴とする上記（７）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９）鋳片を熱間圧延する際，加熱温度Ｔ１を（４）式で決まる温度とし，複数パスから成る粗圧延後の複数パスから成る仕上圧延を８５０℃以下で終了し，７００℃以下で巻き取った後，加熱温度Ｔ２が（５）式で決まる温度で焼鈍を行い，冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ３が（６）式で決まる温度で焼鈍を行うことを特徴とする上記（７）又は（８）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
１０００≦Ｔ１（℃）≦−８７１４／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］０．５［Ｓ］０．５
）−３．４） （４）
−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６）≦Ｔ２（℃）≦１０００（５）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ３（℃）
≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （６）
（１０）鋳片の熱間圧延後，熱延板焼鈍を省略し，ロール径が３００ｍｍ以上の圧延機で圧下率３０％以上の冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ４が（７）式で決まる温度で中間焼鈍を行い，その後所定の板厚まで冷間圧延し，加熱温度Ｔ５が（８）式で決まる温度で最終焼鈍を行うことを特徴とする上記（７）又は（８）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
７００≦Ｔ４（℃）≦−５０−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．
６） （７）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ５（℃）
≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （８）
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは，ＳＵＳ３０４の一部代替が可能な高加工性の高純フェライト系ステンレス鋼の開発を目的に，先ず真空精錬で極低Ｃ，Ｎにすることを前提とした。その上で，製錬工程で，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉもできるだけ低減することにより，可能な限り高純度化しＳＵＳ３０４に対するフェライト系の弱点である伸びを高めることを行った。Ｆｅ−１７％Ｃｒ合金をベースに，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉの含有量を変化した実験室溶解材を製造し，熱延−冷延−焼鈍後の鋼板の圧延方向の伸び（試験片は，ＪＩＳ１３Ｂ号を使用）を求め，伸びとＣ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉの関係を回帰して求めた。図１に示すように，伸びは，式（１）で示されるΣと良い相関があり，板厚０．５ｍｍの場合（図１の○及び実線），Σが０．７０以下で３５％以上の高伸びが得られる。さらに，厚手の２．５ｍｍの場合（図１の●及び破線）には，Σを０．５０以下にすれば，伸び４０％以上というフェライト系とすれば極めて高い伸びが得られることを確認した。ここで，図１の場合，Ｔｉ＝１５（Ｃ＋Ｎ）となるように調整しており，Ｃ，Ｎの影響は，式（１）において，Ｔｉの項に包含される。
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
【００１８】
このように高純度化した鋼では，鋳造組織が粗大な柱状晶になり，その微細化が製品のローピングやリジングを低減するには必要になるが，本発明者らは，本発明に関わる鋼組成では，従来の技術で取り上げた，Ａｌ−Ｔｉ介在物に複合析出するＴｉＮを凝固核として利用することは困難であることを明らかにした。本発明者らは，Ｆｅ−１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ合金について，１５００℃におけるＴｉＮの平衡溶解度積，すなわち「鋼中の［％Ｔｉ］×［％Ｎ］がこの値以上であれば，溶鋼中にＴｉＮが析出する限界の溶解度積」に及ぼす鋼中成分の影響を評価し，Ｓｉの影響が大きいことを知見した。図２にＴｉＮの平衡溶解度積に及ぼすＳｉの影響を示す。Ｓｉを低減することにより，平衡溶解度積が急激に上昇する，つまりＴｉＮが析出しにくくなることが分かる。１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ鋼では，平衡溶解度積が図中の破線以下の領域でなければ，溶鋼中でＴｉＮが析出しない。本発明で志向するＳｉ≦０．２０％の鋼では，Ｓｉ：０．１５〜０．２０％の範囲では，ＴｉＮは析出するもののその量はわずかであり，また，Ｓｉ≦０．１５％の範囲では，溶鋼中にＴｉＮは全く析出できない。したがって，ＴｉＮを溶鋼中に析出させて凝固核として機能させて，等軸晶化を行うことは，本発明に関わる低Ｓｉの鋼成分では困難である。
【００１９】
そこで，本発明者らは，ＴｉＮが凝固核として機能することが期待できない本発明に関わる低Ｓｉの鋼組成において，有効な凝固核となり得る酸化物を検討した。その結果，溶鋼中にＭｇを添加して，Ｍｇを含有する酸化物を溶鋼中に分散させることにより，凝固が促進されることを知見し，さらに，粗大な柱状晶の発達を抑制するには，脱酸の結果生成する酸化物組成の影響が大きく，鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足する場合に，柱状晶の微細化が行えることを知見し，本発明に至った。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
式（２），（３）において，（ ）はＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯおよびＭｇＡｌ２Ｏ４のモル％である。
【００２０】
Ｍｇ含有酸化物の組成の分析は，次のように行うことができる。鋳片からＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の試験片を切出し，その表面をダイヤモンド等を用いて鏡面に研磨する。ＥＰＭＡまたはＳＥＭで１μｍ程度以上の介在物を検出し，ＥＰＭＡの場合，波長分散分析（ＺＡＦ分析）で，ＳＥＭの場合，エネルギー分散分析（ＥＤＸ）で介在物の組成を分析する。本発明者らは，例えば，次のような分析装置を使用した。ＥＰＭＡ：日本電子製ＪＸＡ８８００Ｒおよび同社製ＪＸＡ８８００ＲＬ。ＳＥＭ：日本電子製ＪＳＭ−８２０，ＳＥＭに付属のＥＤＸ：ＯＸＦＯＲＤ ＭＯＤＥＬ６７７９。試料中には１μｍ以下の介在物も観察されるが，分析精度が悪い。１μｍ以上の介在物のほうが凝固核として有効と判断できることから，分析は１μｍ以上の介在物を対象とする。観察される介在物は，凝固後の冷却過程において，酸化物に硫化物や窒化物が複合析出した形態を呈する場合が多い。分析で求められる酸化物を構成する主要な元素は，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｓｉであるが，Ｔｉは酸化物，窒化物，硫化物のいずれをも構成している。そこで，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｉの分析結果を用いて，酸化物がＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＡｌ２Ｏ４，ＣａＯとその他のＭｇ，Ａｌ，Ｃａを含まない酸化物（例えばＳｉＯ２）から成ると見なし，式（２）（３）に登場する４種類の酸化物のモル％を算出する。なお，試験片検鏡面に観察される介在物のうち，Ｍｇを含有しない介在物は計算から除外する。エネルギー分散分析でＭｇ含有量が１ｍａｓｓ％未満の介在物を計算から除外すればよい。分析は少なくとも２０個以上のＭｇ含有酸化物について行い，それらの平均モル％を算出した上で式（２）（３）の左辺の計算を行う。
【００２１】
式（２），（３）で表される組成範囲を満足するＭｇ含有酸化物が分散した場合に柱状晶の微細化が行われる理由は，次のように考えられる。まず，Ｍｇ含有酸化物が式（３）を満足することにより，Ｍｇ含有酸化物がＳｉＯ２やＦｅＯといったフェライトの凝固核としての作用を阻害する成分の含有量の低いＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ系になる。その上で式（２）の組成範囲にある場合，溶鋼の液相線温度以上の温度で当該酸化物が固相として存在し，かつ当該酸化物と初晶（フェライト）との格子不整合度が小さく，凝固に伴う界面エネルギーの増大が小さいので，当該酸化物が凝固核として有利に働くためと考えている。
【００２２】
本発明において鋳造組織の微細化は，等軸晶率の増大を必須とするものではない。式（２），（３）で表される組成範囲を満足するＭｇ含有酸化物が分散して，粗大な柱状晶の発達が抑制されれば，たとえ等軸晶率が低く（例えば，１０％や１５％）ても，製品のローピングやリジングの低減が可能である。このような柱状晶の微細化の目安として，鋳片厚さの１／４の部位において，柱状晶の平均幅が４ｍｍ以下であればよい。ここで，柱状晶の平均幅は，鋳片横断面（鋳造方向に垂直な面）のマクロ写真を撮影し，その１／４厚さ部分に引いた線分が横切る柱状晶数で線分の長さを除して求めたものである。
【００２３】
以上に述べたとおり，本発明は，鋼中にＭｇを添加することにより，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止する点に第１の特徴がある。
【００２４】
Ｍｇは，溶鋼中でＭｇ酸化物を形成し，凝固過程においてフェライト相の凝固核となり，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，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。フェライト凝固核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は，Ｍｇ０．０００２％から可能になる。また，Ｍｇ酸化物は溶鋼中でＴｉＮの晶出核として作用するので，ＴｉやＮの含有量が少なくても溶鋼中にＴｉＮを晶出させることができる。ＴｉＮも凝固過程においてフェライト相の凝固核となるので，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，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。
【００２５】
鋼中へのＭｇ添加に際しては，金属Ｍｇの添加のみならず，ＭｇＯの添加によっても表面欠陥の改善効果を発揮することができる。ＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたり金属Ｍｇ換算で０．３０ｋｇ以上投入することにより，凝固組織が微細化し，厳しいプレス加工後においてもリジング高さは目視で認識できないレベルである５μｍ以下となる。
【００２６】
金属Ｍｇは酸素との親和力が強くＭｇＯを形成するが，他元素の兼ね合いでガス化し易く歩留まりが不安定である。従って，鋼中に歩留るＭｇ濃度を０．０００２％以上にするために，金属Ｍｇ換算で０．３０ｋｇ／ｔｏｎ以上のＭｇＯや金属Ｍｇを投入すれば，所要の鋼中Ｍｇを確保しやすくすることができる。
【００２７】
フェライトの凝固核として作用するＭｇ−Ａｌ系酸化物を溶鋼中に形成する好ましい手段は，溶鋼を適度にＡｌで脱酸した後にＴｉを添加し，その上でＭｇを添加するというものである。まずＡｌで脱酸することにより溶鋼中に脱酸生成物としてＡｌ２Ｏ３が形成される。次にＴｉを添加すれば，Ａｌ２Ｏ３に加えて溶鋼中にＴｉ酸化物（ＴｉＯやＴｉ２Ｏ３）が形成される。その上でＭｇを添加することにより，既に形成されているＡｌ２Ｏ３やＴｉ酸化物がＭｇで還元され，フェライトの凝固核になりやすいＭｇＯやＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯが分散して形成される。最初に添加するＡｌにより脱酸が十分に進みすぎると，Ｍｇ添加後も主な酸化物はＡｌ２Ｏ３となり凝固組織の微細化は達成されないので，Ａｌによる脱酸は適度に制御しなければならない。その目安としてＭｇ添加前の溶鋼中のＴｉ／Ａｌの比を６以上とすることが望ましい。
【００２８】
さらに実際の精錬プロセスでは，このような単純な脱酸順序の規定だけでは，目的とするＭｇ酸化物を安定して形成することが難しく，溶鋼上に存在するスラグの組成を調整する必要がある。実際の精錬では溶鋼上部にスラグが存在し，溶鋼とスラグの間で行われる酸化・還元反応を使って溶鋼からの不純物の除去が行われる。例えば，脱硫の場合，Ａｌで脱酸して溶鋼中の酸素を低減し，スラグにライム（ＣａＯ）を添加して塩基度を調整することにより，脱硫を容易にしている。この際，ＣａＯの添加量が多いと，溶鋼中の介在物組成は，ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系のいわゆるカルシウムアルミネートになる。カルシウムアルミネートは一般に融点が低く，鋼の凝固温度で介在物組成の溶体が浮遊したような状態になるので，フェライトの凝固核として機能することは期待できない。したがって，スラグ中へのＣａＯの添加が過度になると，凝固組織の微細化が達成できない。
【００２９】
いっぽうＣａＯをスラグ中に添加した場合，Ｍｇの添加によりＭｇＯ・ＣａＯ系の高融点の介在物が形成される場合がある。この場合は，溶鋼中に固相の介在物を形成することができるけれども，ＭｇＯ・ＣａＯ系の酸化物は，フェライトとの格子整合性が悪く，フェライトの凝固核としての作用は小さくなってしまう。以上のことから，スラグの組成制御の目安として，Ｍｇ添加前のスラグ中の（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）の比を０．９未満にすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｇの添加は，二次精錬の工程でランスを使ったいわゆるインジェクション法で金属ＭｇやＭｇ酸化物あるいはＭｇ含有合金を溶鋼中に投入することにより行うことができる。また，金属Ｍｇ，Ｍｇ酸化物，Ｍｇ含有合金の投入は，連続鋳造の工程でタンディッシュやモールド中に行うことも可能である。この場合，投入用のワイヤを作製し連続的に投入することも可能となる。さらに溶鋼中へのＭｇの添加は，溶鋼とスラグの精錬反応を利用することもできる。例えば，スラグ中にＭｇＯを添加して，スラグと溶鋼の脱酸平衡反応を利用して，溶鋼中にＭｇを含有させることもできる。同様にレードルの耐火物のライニング材の組成を工夫すれば，溶鋼と耐火物の間の反応を利用してＭｇを含有させることも可能である。
【００３１】
次に本発明の成分の限定理由について説明する。
【００３２】
Ｃは，加工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。また，ＣはＴｉ添加鋼の場合，熱間圧延中や再結晶焼鈍中に微細なＴｉＣが過度に析出する場合があり，この場合，再結晶が著しく遅延して未再結晶組織となり，製品をプレス加工した際のリジング性が劣化したり，深絞り性を向上させる集合組織の発達が抑制され，結晶粒成長も遅くなるため上限を０．０１０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．００１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００２〜０．００５％が望ましい。
【００３３】
Ｓｉは，脱酸元素として添加される場合があるが，固溶強化元素であるため，伸びの観点からその含有量は少ないほど良いため上限を０．３０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．２０％以下，より好ましくは０．０５〜０．１５％が望ましい。また，Ｓｉ≦０．１５％であれば，溶鋼中にＴｉＮが晶出して凝固組織が微細化することは期待できないので，Ｍｇを添加する本発明の効果がより顕著に現れる。
【００３４】
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く，伸びの観点から上限を０．３０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．２５％以下が好ましい。より好ましくは０．０１〜０．１５％が望ましい。
【００３５】
Ｐは，ＭｎやＳｉ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く，伸びの観点から上限を０．０４％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．０３５％以下が好ましい。より好ましくは０．０１５〜０．０２５％が望ましい。
【００３６】
Ｓは，Ｔｉ添加鋼の場合，Ｔｉ，ＣとＴｉ４Ｃ２Ｓ２を形成し，Ｃを固定する作用を有する。これは高温で析出する粗大析出物であるため，再結晶，粒成長挙動への影響は小さいが，多量に析出すると発銹の起点となるため耐食性が劣化する。よって，Ｓの上限を０．０１００％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．００１０％とした。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００２０〜０．００６０％が望ましい。
【００３７】
Ｃｒは，耐食性および耐高温酸化性の向上のために１０％以上の添加が必要であるが，２０％以上の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他，伸びも劣化する。よって，Ｃｒの範囲は１０〜２０％とした。更に，一般的な塩化物環境，大気腐食環境，硫酸などの酸の環境で用いるための耐食性と加工性の確保という観点では１６〜１９％，より好ましくは１５〜１７％が望ましい。
【００３８】
Ｎは，Ｃと同様に加工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ことから上限を０．０２０％とした。過度の低下はＴｉＮが凝固組織の微細化に使えるＳｉ≧０．２％の鋼でもフェライト粒生成の核となるＴｉＮが凝固時に析出せず，柱状晶化が発達し，製品板成形時のリジング性が劣化する懸念があるから下限を０．００１％とした。また，Ｎが過剰に添加された場合，固溶Ｎにより伸びの低下をもたらす。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００４〜０．０１５％が望ましい。より好ましくは上限を０．０１％以下とする。
【００３９】
Ｔｉは，Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性，耐粒界腐食性および深絞り性を向上させる。深絞り性は，再結晶集合組織の発達が起因しているが，Ｔｉ添加によりＴｉＣ，Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２，ＴｉＮが析出し，粒界が高純度化することで，再結晶焼鈍時に｛１１１｝面強度が強く発達する。これにより，深絞り性の指標であるｒ値が著しく向上する。しかしながら，固溶強化元素であるため，過度の添加は固溶Ｔｉの増加に繋がり，張り出し性の指標である伸びの低下に繋がる。よって，Ｔｉは０．０５〜０．３０％とした。精錬コストと溶接部の粒界腐食性を考慮すると，０．１０〜０．２０％以下が望ましい。更に，Ｃ，Ｎを固定して耐食性，特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を確保するために，１０（Ｃ＋Ｎ）％以上を添加すると好ましい。
【００４０】
以上のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉは全体として，鋼板の伸びを高めるために，式（１）で示されるΣが０．７０以下となるように限定する必要がある。
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
【００４１】
Ｍｇは，溶鋼段階でＭｇ含有の酸化物を生成し，凝固を促進して，鋳片で粗大な柱状晶が発達するのを抑制するために添加する。また，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は，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。
【００４２】
Ｍｇは溶鋼に添加する際に蒸発しやすくまた添加後に酸化物を形成しても浮上しやすいため歩留が低い場合がある。たとえ鋼中のＭｇ含有量が０．０００２％まで低下しても，Ｍｇを添加することによって，鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２）（３）の範囲を満足していさえすれば，１μｍ以上のＭｇ含有酸化物が十分な数密度で鋳片に存在することとなり，本発明の効果を発揮することができる。よって，最終的に鋳片に歩留るＭｇ量の下限は０．０００２％とする。
【００４３】
また，この程度のＭｇを含有すれば，一定のＳｉを含有している溶鋼の場合は，ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物を積極的に溶鋼中に形成させることもできる。但し，０．００５０％を超えると溶接性が劣化し，また粗大なＭｇＳを形成して発銹の起点となるので，Ｍｇ含有量上限は０．００５０％とした。凝固組織の微細化において，柱状晶幅の細分に加えて，等軸晶化を促進するためには，Ｍｇ≧０．００１０％とすることが望ましい。
【００４４】
以上が基本成分であるが，必要に応じて以下の成分を含有させることができる。
【００４５】
Ｂは，２次加工性を向上させる元素であり，特にＴｉ添加鋼への添加は有効である。Ｔｉ添加鋼はＴｉでＣを固定するため，粒界の強度が低下し，２次加工の際に粒界割れが生じやすくなるが，Ｂを０．０００３％以上添加することで防止できる。しかし，過度の添加は，伸びの低下をもたらすため，Ｂは０．０００３〜０．００５０％とした。更に，耐食性と精錬コストを考慮すると，０．０００５〜０．００２０％が望ましい。
【００４６】
Ａｌは，脱酸元素として０．００５％以上添加されるが，過度の添加は加工性の劣化や表面品質の劣化をもたらす。よって，Ａｌは，０．００５〜０．１０％とした。更に，精錬コストを考慮すると，０．０１０〜０．０７％が望ましい。
【００４７】
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり，耐食性が要求される用途では１種または２種以上添加する。その添加量は，０．１％以上とすることによりその効果が発現するが，過度な添加は加工性，特に延性の劣化をもたらすため上限を２．０％とした。更に，製造性や強度などを考慮すると０．５〜１．５％が望ましい。
【００４８】
Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは加工性と耐食性を向上させる元素であり，要求させる用途に応じて１種または２種以上添加する。その添加量はＮｂ：０．０１％以上，Ｖ：０．１％以上，Ｚｒ：０．０１％以上とすることによりその効果が発現するが，過度な添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合をもたらしたり，延性の低下をもたらすため，Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．１〜３．０％，Ｚｒ：０．０１〜０．５％とした。更に，製造性や延性を考慮するとＮｂ：０．１〜０．３％，Ｖ：０．２〜１．０％，Ｚｒ：０．０５〜０．３％が望ましい。
【００４９】
上記本発明の鋳片から製造されてなるフェライト系ステンレス鋼板は，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れた性質を発揮することができる。
【００５０】
本発明では，上記化学成分の他に製造方法についても検討を行った。
【００５１】
本発明の第１のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，上記本発明の鋳片を用いることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００５２】
本発明の第２のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，ステンレス鋼溶製段階におけるＭｇの添加方法に関する。上述のとおり，Ｍｇの添加量がリジングに大きく関連する凝固組織に影響することを見出した。図３に１５０ｔｏｎの溶鋼中にＭｇＯまたは／および金属Ｍｇを添加した場合の，Ｍｇ換算添加量と製品板のリジング高さの関係を示す。図３に示すものは，１６％Ｃｒ−０．００３％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌの成分の鋼に図３横軸に示す添加量でＭｇＯまたはおよび金属Ｍｇを添加し，その後熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍（８８０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行い，リジング高さを評価したものである。ここで，リジング高さの評価は，製品板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して圧延方向に１６％歪みを付与した後に表面の凹凸高さを粗さ計で測定し，リジング高さとした。この測定方法でリジング高さが５μｍ以下であれば厳しいプレス加工後においても目視で認識できないレベルである。
【００５３】
図３より溶鋼中にＭｇを溶鋼１ｔｏｎ当たり０．３０ｋｇ以上投入することにより，凝固組織が微細化し，リジング性が向上する。Ｍｇは酸素との親和力が強くＭｇＯを形成するが，他元素の兼ね合いでガス化し易く歩留まり難いことがわかった。しかしながら，溶鋼中にＭｇを溶鋼１ｔｏｎ当たり０．３０ｋｇ以上投入することにより，Ｍｇ歩留まり量のばらつきに依存することなく凝固組織が微細化し，リジング性が向上する。ここで，添加するＭｇはＭｇＯおよび／または金属Ｍｇであれば効果は十分に得られる。また，溶鋼量は１５０ｔｏｎ以上が好ましい。
【００５４】
Ｍｇ投入量が少ないと，溶鋼中の介在物が低融点のＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系となり，フェライトの凝固核としての作用が得られなくなる。Ｍｇ投入量を０．３０ｋｇ／ｔ以上とすることにより，介在物の組成がＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３・ＣａＯ系となりたとえＣａＯが混入したとしても融点が上昇すると共にフェライトとの格子整合度に優れた式（２），（３）を満足する組成になる。Ｍｇの添加量をさらに多くした場合は，介在物がＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３主体となり，凝固組織微細化機能はいっそう強くなるので，最終的に歩留るＭｇが上限を超えない範囲で，Ｍｇ投入量は任意に増大してもかまわない。
【００５５】
本発明の第３のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，以下の通り鋼板の圧延方法に関する。
【００５６】
通常ステンレス鋼板は，スラブを熱間圧延し，熱延板焼鈍を施し，冷間圧延と再結晶焼鈍を１回以上繰り返して製造される。この際に成分に応じて製造条件を最適化することで深絞り性，張り出し性およびリジング性を向上できることを見出した。以下に本発明の製造方法の限定理由について説明する。
【００５７】
Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板の熱間圧延において，スラブの加熱時にはＴｉ４Ｃ２Ｓ２が析出する場合がある。加熱段階でこれが安定析出していないと，熱間圧延過程で析出するため，フェライト相の再結晶が大幅に遅延する。この固溶・析出温度は，［Ｔｉ］［Ｃ］０．５，［Ｓ］０．５量によって異なるが，本発明では成分によって決まる温度域に加熱することにより，加熱段階で安定析出し，製品板のｒ値が向上することを見出した。図４に［Ｔｉ］［Ｃ］０．５［Ｓ］０．５，スラブ加熱温度と製品板のｒ値の関係を示す。図４に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（９３０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］［Ｓ］含有量はいずれも本発明範囲内である。□内の数値はｒ値である。ここで，ｒ値の評価は，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向，圧延方向と４５°方向，圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（９）式および（１０）式に示す式から平均ｒ値を算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（ｔ０／ｔ） （９）
ここで，Ｗ０は初期板幅，Ｗは引張後の板幅，ｔ０は初期板厚，ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ （１０）
ここで，ｒ０は圧延方向のｒ値，ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値，ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値である。ｒ値は平均ｒ値で２．０以上あれば，厳しい深絞り加工を行っても割れが発生しないレベルである。図４より，前記（４）式で示した本発明範囲でスラブ加熱を行うことにより，極めて高い深絞り性を有すことがわかる。これは，本温度範囲においてはＴｉ４Ｃ２Ｓ２がスラブ加熱時に安定析出し，熱延過程での再結晶が促進するためである。尚，スラブ加熱温度下限を１０００℃とすることにより，圧延中の疵発生を防止できるので好ましい。
【００５８】
熱間圧延における仕上温度を低温化することにより歪みが蓄積されるが，巻取温度が高いと歪みが開放され回復組織となる。逆に仕上温度が高温の場合，歪みは蓄積されない。熱延歪みが蓄積されると熱延板焼鈍時に再結晶が促進し，リジング性が改善される。仕上温度が８５０℃超，巻取温度が７００℃超の場合は，回復組織となって熱延板焼鈍時に再結晶が生じ難くなり，リジングの原因となるバンド状の回復組織が残存する。よって，熱延の仕上温度は８５０℃以下，巻取温度は７００℃以下とすると好ましい。
【００５９】
次に熱延板焼鈍温度について説明する。熱延板焼鈍は，通常熱延で生じた加工組織を再結晶させ，製品板の加工性やリジング性を改善するために導入される工程である。しかしながら，熱延板焼鈍を施しても，厳しい加工においてはリジングが顕著に発生する場合がある。本発明では，成分に応じて熱延板焼鈍温度を最適化することにより，厳しい加工においてもリジングが殆ど発生しないレベルに改善できることを見出した。図５に［Ｔｉ］［Ｃ量］，熱延板焼鈍温度と製品板のリジングの関係を示す。図５に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］含有量はいずれも本発明範囲内である。□内の数値はリジング高さ（μｍ）の値である。図５より，前記（５）式で示した本発明範囲で焼鈍した場合，リジング高さが５μｍ以下に低減できることがわかる。熱延および熱延焼鈍時に微細に析出するＴｉＣは，焼鈍過程でのフェライト相の再結晶を遅延させたり，整粒化を阻害する析出物である。この析出物が安定に存在すると，再結晶が遅延し，整粒化しないためリジングの原因である熱延組織が完全には破砕されない。しかし，ＴｉＣを固溶させる温度域に加熱することにより，フェライト相の再結晶が促進しかつ整粒化するため，熱延時に形成された圧延組織が完全に破砕され，リジング性が著しく改善される。尚，熱延板焼鈍を１０００℃超にすると粗粒化してしまい，逆にリジング特性が劣化する。よって，１０００℃を上限とした。
【００６０】
最後に，最終焼鈍温度について説明する。最終焼鈍においては特に伸びを向上させるために前記（６）式の範囲で焼鈍することが有効である。伸び向上には結晶粒径をある程度粗粒化させることが有効であるが，成分によって最適な焼鈍温度は変化する。これは，最終焼鈍温度の粒成長に微細なＴｉＣが影響しているためである。本発明では，図６に示すようにＴｉＣの固溶温度以下でかつＴｉＣ固溶温度−１００℃以上で焼鈍する方法である。図６に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（９３０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］含有量はいずれも本発明範囲内である。伸びは，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に引張り，破断伸びを用いた。これより，（６）式で決定される温度域に加熱することで伸びが３５％以上となり，厳しい張り出し加工も可能なレベルになるので好ましい。ＴｉＣが固溶してしまうと過度に粗粒化し，粗粒結晶粒界が破断し易くなるが，ＴｉＣ固溶温度−１００℃未満では，細粒組織になり高い伸びが得られない。よって，これは，ＴｉＣが固溶しない適正温度で最終焼鈍を施すことにより，極めて高い伸びが得られる。
【００６１】
本発明の第４のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，以下の通り鋼板の圧延方法に関する。
【００６２】
上述の通り，通常ステンレス鋼板は，スラブを熱間圧延し，熱延板焼鈍を施し，冷間圧延と再結晶焼鈍を１回以上繰り返して製造される。この際の製造工程を最適化することで深絞り性，張り出し性およびリジング性を向上できることを見出すとともに，通常行われている熱延板焼鈍工程を省略することにより，生産性が向上するばかりでは無く加工性が更に向上することを見出した。
【００６３】
即ち，スラブを熱間圧延後に熱延板焼鈍を省略し，ロール径が３００ｍｍ以上の圧延機で圧下率３０％以上の冷間圧延を施した後，所定の加熱温度で中間焼鈍を行い，その後所定の板厚まで冷間圧延し，所定の加熱温度で最終焼鈍を行う点に特徴がある。
【００６４】
本発明鋼のような高純度成分鋼においては，熱延板焼鈍で再結晶させると粗粒組織となる。熱延で回復が進み歪みが十分蓄積されていないためである。それに対し，熱延板焼鈍を施さずに大径ロールを用いてある程度の冷間圧延を行い，途中で中間焼鈍を施すと細粒再結晶組織が得られる。その後さらに冷間圧延と最終焼鈍を行うことによって加工性を向上することができる。熱延での加工に冷延歪みが導入されるため，中間焼鈍時に細粒化されるためである。
【００６５】
以下に本発明の製造方法の限定理由について説明する。
【００６６】
一般的に熱延板焼鈍を省略すると加工性は劣化するが，本発明では，熱延板焼鈍を付与するよりも熱延板焼鈍を省略した方が良くなることを見出した。これは，熱延後の冷間圧延において，ロール径が３００ｍｍ以上のロールを用いて圧延することにより，剪断歪みの導入を抑制して冷延集合組織を制御する点である。また，ロール径が大きいとｒ値が向上することは，先述したように開示されているが，熱延板焼鈍を省略すること，中間焼鈍温度をＴｉ，Ｃ量に応じて最適化させてｒ値をより向上させる点が新しい知見である。図７に製品板のｒ値と中間焼鈍温度の関係を示す。図７に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったものである。ここで，ｒ値の評価は，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向，圧延方向と４５°方向，圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に前記（９）式および（１０）式に示す式から平均ｒ値を算出した。
【００６７】
ｒ値は平均ｒ値で２．５以上あれば，厳しい深絞り加工も可能なレベルである。これより，ロール径が３００ｍｍ以上のロールを用い，かつその後中間焼鈍を（７）式の範囲で行うことにより，熱延板焼鈍を省略しても極めて高い深絞り性を有すことがわかる。これは，中間焼鈍段階で過度な粒成長を抑制する微細ＴｉＣを安定析出させ，微細なフェライト再結晶粒を形成させることが，製品板のｒ値向上に寄与しているためである。熱延板焼鈍を付与してしまうと，熱延板焼鈍時に粗粒化してしまうため，中間焼鈍段階での結晶粒は焼鈍省略材の方が微細化するため，ｒ値は焼鈍省略材の方がよい。また，大径ロールによる冷間圧延を行っても，中間焼鈍時に粗粒化が生じる高温焼鈍をしてしまうと，大径ロール効果が無くなってしまう。尚，焼鈍時に再結晶が生じない場合には製品の加工性が劣化するため，大径ロールでの冷間圧延圧下率を３０％以上，中間焼鈍温度の下限を７００℃にした。
【００６８】
最後に，最終焼鈍温度について説明する。中間焼鈍時にはＴｉＣを活用して微細再結晶粒を形成するために（７）式の範囲で焼鈍したが，最終焼鈍においては特に伸びを向上させるために（８）式の範囲で焼鈍することが有効である。これは，ＴｉＣの固溶温度以下でかつ極度に粗粒化しない範囲で高温域で焼鈍する方法である。図８に最終焼鈍温度と伸びの関係を示す。図８に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍（８８０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→最終焼鈍の圧延を行ったもである。伸びは，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に引張り，破断伸びを用いた。伸びの値としては，３５％以上あれば従来のフェライト系ステンレス鋼板では加工出来なかった成形においても前述のｒ値との組み合わせで加工できるレベルである。これより，（８）式で決定される温度域に加熱することで，伸びが向上する。これは，ＴｉＣが固溶せずかつ高温域で焼鈍することで，極度にフェライト相が粗粒化せずに加工性に有利な結晶粒に成長するためである。
【００６９】
【実施例】
（実施例１）
転炉−真空精錬法で表１に示す鋼を溶製し，さらに取鍋精錬にて成分の微調整を行い，溶鋼中に浸漬したランスを使ったインジェクション法で金属Ｍｇあるいは酸化Ｍｇ（ＭｇＯ）を添加した。連続鋳造で厚さ２５０ｍｍの鋳片を製造した。
【００７０】
本発明に関わる鋼の溶製においては，添加したＭｇがＡｌ２Ｏ３を還元してＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系の介在物ができやすくなるようにＭｇ添加前の溶鋼の脱酸はＡｌ弱脱酸とし，溶鋼中のＡｌを０．０２５％以下に管理した。また，スラグ中のＣａＯとＡｌ２Ｏ３の濃度比を管理してスラグ中のＣａＯの活量を低下することにより近似的にスラグと平衡する溶鋼中の介在物のＣａＯ活量を低下させて，介在物の低融点化を防止した。Ｍｇの吹き込み量は表１に示すとおりとして，Ｍｇの歩留りを確保した。
【００７１】
表１の成分は，得られた鋳片の化学成分を示したものである。鋳片からＥＰＭＡの試験片を切出し，その表面をダイヤモンドを用いて鏡面に研磨し，ＥＰＭＡで１μｍ程度以上の介在物を検出して波長分散分析で，介在物の組成をＺＡＦ分析した。観察される介在物は，凝固後の冷却過程において，酸化物に硫化物や窒化物が複合析出した形態を呈する場合が多い。分析で求められる酸化物を構成する主要な元素は，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｓｉであるが，Ｔｉは酸化物，窒化物，硫化物のいずれをも構成している。そこで，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｉの分析結果を用いて，酸化物がＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＡｌ２Ｏ４，ＣａＯとその他のＭｇ，Ａｌ，Ｃａを含まない酸化物（例えばＳｉＯ２）から成ると見なし，式（２）（３）に登場する４種類の酸化物のモル％を算出し，表１に示す組成を求めた。
【００７２】
【表１】
【００７３】
また，鋳片横断面（鋳造方向に垂直な面）のマクロ写真を撮影し，等軸晶率（等軸晶の占める面積率）を判定した。さらに，マクロ写真上でその１／４厚さ部分に引いた幅方向の線分（長さ５００ｍｍ）が横切る柱状晶数で該線分の長さ５００ｍｍを除して，柱状晶の平均幅を求めた。これらの結果を，表２に示す。
【００７４】
鋳片をホットストリップミルで連続熱間圧延し，熱延板焼鈍・酸洗を施した後，冷間圧延，焼鈍・酸洗を行い，厚さ０．５ｍｍの鋼板を製造した。鋼板から，圧延方向にＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片とＪＩＳ５号引張試験片を作製し，それぞれ引張試験（降伏強さＹＳ，伸びＥｌ）とｒ値測定，リジング測定に供した。ｒ値は，１５％の引張後に測定した。リジングは，１６％の引張後の試験片表面を粗さ測定器で計測し，リジング高さを求めた。鋼板表面のローピングは，官能検査でＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄの４段階の評価（Ａ→Ｂ→Ｃ→Ｄの順にローピングの評価は低下する）を行った。以上の鋼板の材質評価結果を表２に合せて示す。
【００７５】
【表２】
【００７６】
本発明に従えば，ＣやＮに加えて，置換型固溶元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉを低減した高純度鋼であっても，粗大な柱状晶の発達が抑制でき柱状晶の幅が小さくなるので，高純度化による高加工性（高伸び，高ｒ値）を享受するのと同時に，リジング，ローピングにも優れた鋼板を得ることができる。一方，本発明に関わるＭｇ含有酸化物が形成されていない比較例１，２では，加工性は高くともリジング，ローピングで大きく劣ってしまう。特に，比較例２では，Ｍｇを１０ｐｐｍ含有するにもかかわらず，粗大な柱状晶になってしまっており，Ｍｇを添加するだけでなくＭｇ酸化物の組成を適切にすることが重要であることを示している。この場合，Ｍｇ添加前のスラグ組成が不適切で，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）が０．９以上であった。高純度化が不十分な比較例３では，加工性自体が高くない。
【００７７】
（実施例２）
表３〜６に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製，鋳造した。その後，熱間圧延して，３．８ｍｍ厚の熱延板とした。その後，熱延板連続焼鈍を施し，酸洗した後，０．５ｍｍ厚まで冷間圧延し，連続焼鈍−酸洗，調質圧延を施して製品とした。表中，金属Ｍｇ，ＭｇＯ投入量は，金属Ｍｇ換算投入量（ｋｇ／ｔ）である。
【００７８】
本発明例の鋼の溶製においては，実施例１と同様に，脱酸順序，スラグ組成制御，Ｍｇ投入量の調整により，式（２），（３）を満足する酸化物組成を実現した。
【００７９】
上記のようにして得られた０．５ｍｍ厚の製品板から，試験片を採取し，ｒ値，伸び，リジング高さを測定した。測定方法は先述した方法と同様である。
【００８０】
表４，６において，ＴＡ＝−５０−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６），ＴＢ＝−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６），ＴＣ＝−１００−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６）である。
【００８１】
表３〜６から明らかなように，本発明で規定する化学成分を有する鋼であって，Ｍｇ成分が本発明範囲内あるいはＭｇ添加量が本発明範囲内のものは，比較鋼に比べてｒ値，伸びが高く，リジング高さが低く，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れていることがわかる。
【００８２】
表３，４のＮｏ．１〜２５が本発明例である。Ｎｏ．１〜７は，溶鋼中への金属ＭｇやＭｇＯのインジェクションはいずれも行っていないが，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）を調整したスラグにＭｇＯを添加しており，スラグから供給されたＭｇにより式（２），（３）を満足するＭｇ含有酸化物が溶鋼中に形成されたため，良好なリジング高さを確保している。Ｎｏ．８〜２５はＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりで金属Ｍｇ換算で０．３ｋｇ以上投入し，かつ鋼中Ｍｇが０．０００２％以上となり，良好なリジング高さを確保している。
【００８３】
表５，６のＮｏ．２６〜５５が比較例である。Ｎｏ．２６，３９，４０はＭｇ含有量もＭｇ投入量も不足しており，Ｎｏ．２７，２８，４１〜４９は製造条件が本発明範囲外であり，Ｎｏ．２９，３７は成分と製造条件が本発明範囲外であり，Ｎｏ．３０〜３６，３８，５０〜５５は成分が本発明範囲外であり，十分な品質を得ることができなかった。
【００８４】
尚，スラブ厚さ，熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また，冷間圧延においては，圧下率，ロール粗度，圧延油，圧延パス数，圧延速度なども適宜選択すれば良い。更に，冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる２回冷延法を採用すれば，更に特性は向上する。中間焼鈍と最終焼鈍は水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍しても，大気中で焼鈍してその後酸洗しても構わない。
【００８５】
【表３】
【００８６】
【表４】
【００８７】
【表５】
【００８８】
【表６】
【００８９】
（実施例３）
表７、９に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製，鋳造した。その後，熱間圧延して，３．８ｍｍ厚の熱延板とした。その後，熱延板焼鈍は施さずに酸洗し，冷間圧延した後，中間焼鈍を施し０．５ｍｍ厚まで冷間圧延し，更に連続焼鈍−酸洗，調質圧延を施して製品とした。また，一部比較例は，熱延板焼鈍を施して製造した。表中，金属Ｍｇ，ＭｇＯ投入量は，金属Ｍｇ換算投入量（ｋｇ／ｔ）である。
【００９０】
本発明例の鋼の溶製においては，実施例１と同様に，脱酸順序，スラグ組成制御，Ｍｇ投入量の調整により，式（２），（３）を満足する酸化物組成を実現した。
【００９１】
上記にようにして得られた０．５ｍｍ厚の製品板から，試験片を採取し，ｒ値，伸び，リジング高さを測定した。測定方法は先述した方法と同様である。
【００９２】
表８，１０において，ＴＡ＝−５０−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６），ＴＢ＝−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６），ＴＣ＝−１００−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６）である。
【００９３】
表７〜１０から明らかなように，本発明で規定する化学成分を有する鋼であって，Ｍｇ成分が本発明範囲内あるいはＭｇ添加量が本発明範囲内にあり，さらに本発明の製造条件を満足するものは，比較鋼に比べてｒ値，伸びが高く，リジング高さが低く，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れていることがわかる。
【００９４】
表７，８のＮｏ．１〜２１が本発明例である。Ｎｏ．１，２，６〜８，１４〜１６は，溶鋼中への金属ＭｇやＭｇＯのインジェクションはいずれも行っていないが，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）を調整したスラグにＭｇＯを添加しており，スラグから供給されたＭｇにより式（２），（３）を満足するＭｇ含有酸化物が溶鋼中に形成されたため，良好なリジング高さを確保している。Ｎｏ．３〜５，９〜１３，１７〜２１はＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりで金属Ｍｇ換算で０．３ｋｇ以上投入し，かつ鋼中Ｍｇが０．０００２％以上となり，良好なリジング高さを確保している。
【００９５】
表９，１０のＮｏ．２２〜４６が比較例である。Ｎｏ．３２，３３はＭｇ含有量もＭｇ投入量も不足しており，Ｎｏ．２２〜３１，４１〜４６は成分が本発明範囲外であり，Ｎｏ．３４〜４０は製造条件が本発明範囲外であり，十分な品質を得ることができなかった。
【００９６】
尚，スラブ厚さ，熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また，冷間圧延においては，圧下率，ロール粗度，圧延油，圧延パス数，圧延速度などは適宜選択すれば良い。更に，中間焼鈍と最終焼鈍は，必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも大気中で焼鈍してその後酸洗しても構わない。
【００９７】
【表７】
【００９８】
【表８】
【００９９】
【表９】
【０１００】
【表１０】
【０１０１】
【発明の効果】
本発明により，加工性（伸びとランクフォード値）に優れ，同時にリジングやローピングの極めて小さいフェライト系ステンレス鋼板を製造するためのフェライト系ステンレス鋳片及びその鋳片から製造された鋼板ならびにそれらの製造方法の提供が可能となるので，その工業的意義は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板の伸びと高純度化指標Σの相関を示し，Σが小さいほど（高純度化するほど）伸びが大きくなることを示している。
【図２】ＴｉＮの平衡溶解度積に及ぼす溶鋼中のＳｉの影響を示すもので，▲１▼Ｓｉを低減することにより，平衡溶解度積が急激に上昇する，つまりＴｉＮが析出しにくくなる，▲２▼１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ鋼では，平衡溶解度積が図中の破線以下の領域でなければ，溶鋼中でＴｉＮが析出しないことを示すものである。
【図３】溶鋼中へのＭｇ投入量と製品板のリジングの関係を示す図である。
【図４】スラブ加熱温度と製品板のｒ値の関係を示す図である。
【図５】熱延板焼鈍温度と製品板のリジングの関係を示す図である。
【図６】最終焼鈍温度と製品板の伸びの関係を示す図である。
【図７】中間焼鈍温度と製品板のｒ値の関係を示す図である。
【図８】最終焼鈍温度と製品板の伸びの関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は，加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼の鋳片，鋼板およびそれらの製造方法に関するものであり，特に加工性の指標である伸びとランクフォード値（以降，ｒ値）に優れ，同時にリジングやローピングの極めて小さいフェライト系ステンレス鋼板を製造するための鋳片，鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
フェライト系ステンレス鋼板は，家電製品，厨房機器，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，オー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。
【０００３】
この問題を解決するために，近年の精錬技術の向上により，極低炭素・窒素化が可能になり，更にはＴｉやＮｂなどの安定化元素を添加して成形性を向上させることができるようになった。
【０００４】
従来のフェライト系ステンレス鋼板の成形性向上は，深絞り性すなわちｒ値を向上させるものが主であり，熱延条件では例えば，特許文献１，特許文献２に，熱間圧延温度などを規定することにより，ｒ値を向上させる技術が開示されている。しかしながら，これらの技術では鋼組成のばらつきによっては十分な特性が得られないのが実状であった。また，冷延条件において，大径ロール圧延によりｒを値を向上させる技術が，例えば，特許文献３，特許文献４，特許文献５に開示されているが，鋼組成や中間焼鈍あるいは最終焼鈍条件によっては十分な特性が得られない場合があった。
【０００５】
更に，実際の加工においては，深絞り成形性だけでは十分で無く，張り出し性が要求される場合が多い。フェライト系ステンレス鋼は，オーステナイト系ステンレス鋼に比べて伸びが低いため張り出し性が著しく劣る欠点があったが，この点についての検討は少ない。張り出し性の向上には，伸びの向上が効果的であり，例えば，特許文献６，特許文献７，特許文献８には，張り出し性を向上させるための成分系に関する技術が開示されているが，これら鋼成分だけでは，十分な伸びすなわち張り出し成形性が得られないのが実状であった。
【０００６】
更に，フェライト系ステンレス鋼板はリジングと呼ばれるプレス加工後の表面に筋状の凹凸が発生する問題があり，極端に発生すると加工時に割れが生じる問題もあった。例えば，特許文献９には熱延条件によりリジング性を向上させる技術が開示されているが，これは粗圧延での大圧下圧延による再結晶促進が基本思想になっており，この場合は熱延板での疵が著しく発生する他，厳しい加工の際にはリジングが過度に発生する問題があった。また，凝固組織の微細化によるリジング改善として，特許文献１０，特許文献１１にはＭｇを添加しＭｇ酸化物粒子を制御する技術が開示されているが，これらの開示技術では，リジング性にばらつきが生じるとともに，厳しい加工の際にはリジングが過度に発生する欠点があった。
【０００７】
また，Ｃ，Ｎを低減して，安定化元素としてＴｉを添加したいわゆる高純フェライト系ステンレス鋼は，オーステナイト系ステンレス鋼の代表であるＳＵＳ３０４と比較して，応力腐食割れの発生の可能性が極めて低く，またＮｉを含有しない分，低廉であるという利点を持つ。しかし，加工性の指標として重要な伸びが，ＳＵＳ３０４よりも低いという欠点がある。さらに，高純フェライト系ステンレスの加工性を上げるためには，侵入型固溶元素のＣやＮの低減に加えて，置換型固溶元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉ等を低減する必要がある。
【０００８】
このような更なる高純度化を追求する場合，高純フェライト系ステンレス鋼では，鋼板の素材である鋳片の鋳造組織において粗大な柱状晶組織が発達してしまい，冷延鋼板のローピングや冷延・焼鈍製品の加工で生じるリジングが顕著になる傾向がある。ローピングやリジングを低減する目的で従来より，鋳造組織の等軸晶化を図り，組織を微細にする方法が提案されている。代表的な方法は，Ｔｉを添加して（例えば，０．２から０．３％程度），溶鋼が凝固する以前に溶鋼中にＴｉＮを析出させ，これを不均質凝固核として凝固の核生成を促進するものである（非特許文献１）。本方法により等軸晶率を６０〜７０％程度以上にすれば，リジング低減に効果がある。しかし，この方法ではＴｉを０．２から０．３％程度添加するため，ＴｉＮ形成に必要な量以上の過剰なＴｉが鋼中に固溶せざるを得ず，その結果，鋼板の伸びが低下するので，鋼板の加工性を大きくしたいという目的と矛盾する。
【０００９】
より少ないＴｉ添加量でもＡｌ−Ｔｉ系の介在物上にＴｉＮを複合析出させることにより，等軸晶化を促進する方法が明らかにされている（特許文献１２）。この方法によれば過剰なＴｉ添加による鋼板の伸びの低下を防ぐことができる。しかし，後述するようにこの方法でＴｉＮを有効に析出させるには，Ｓｉの含有が必要である。良く知られているようにＳｉは，少量で鋼板の伸びを低下させてしまう。従って，本方法でもローピング，リジングを低減するために鋳造組織を等軸晶化して微細化することと伸びを大きくすることが相反することになる。
【００１０】
【特許文献１】
特開昭６２−７７４２３号公報
【特許文献２】
特開平７−２６８４８５号公報
【特許文献３】
特開昭５９−０８３７２５号公報
【特許文献４】
特開昭６１−０２３７２０号公報
【特許文献５】
特開２０００−１７８６９６号公報
【特許文献６】
特開昭５８−０６１２５８号公報
【特許文献７】
特開平０１−０７５６５２号公報
【特許文献８】
特開平１１−３５００９０号公報
【特許文献９】
特開平０４−３４１５２１号公報
【特許文献１０】
特開平１０−３２４９５６号公報
【特許文献１１】
特開２０００−１９２１９９号公報
【特許文献１２】
特開２０００−１４４３４２号公報
【非特許文献１】
竹内英麿ら：鉄と鋼，６６（１９８０），６３８
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は，既知技術の問題点を解決し，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１２】
特に，上述の従来の方法では，ローピングやリジングを低減するための鋳造組織の微細化条件として，鋼板の伸びを低下させてしまうＴｉやＳｉを利用せざるを得ず，高純度化してＳＵＳ３０４に代替し得る加工性を得たいという所期の目的と矛盾することになる。従って，本発明の目的とするところは，鋼板の伸びを低下するＴｉやＳｉをできるだけ低くして，高純度を維持した状態でも，鋳造組織の実質的な微細化を達成して，鋼板の高加工性とローピング，リジングの低減との両立を可能とすることである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために，本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板の加工性の向上に関して，鋼組成，溶鋼中ならびに凝固中における酸化物挙動，焼鈍過程における析出と再結晶挙動，冷間圧延および焼鈍過程における組織形成について詳細な研究を行った。
【００１４】
本発明は，上記の課題を有利に解決するもので，高加工性を得るために，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＰおよびＴｉをできるだけ低減した化学組成にした上で，Ｍｇを添加して，凝固の核生成を促進するＭｇ含有酸化物を分散させることにより，鋳片において粗大な柱状晶が発達するのを抑制して，製品のローピング，リジングの低減を図るものである。すなわち，本発明の骨子は以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％にて，Ｃ：０．００１〜０．０１０％，Ｓｉ：０．０１〜０．３０％，Ｍｎ：０．０１〜０．３０％，Ｐ：０．０１〜０．０４％，Ｓ：０．００１０〜０．０１００％，Ｃｒ：１０〜２０％，Ｎ：０．００１〜０．０２０％，Ｔｉ：０．０５〜０．３０％を含有し，Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％以下であり，残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り，
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
で示されるΣが０．７０以下であり，
鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
式（２），（３）において，（ ）はＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯおよびＭｇＡｌ２Ｏ４のモル％である。
（２）質量％にて，Ｂ：０．０００３〜０．００５０％または／およびＡｌ：０．００５〜０．１％をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（３）質量％にて，Ｍｏ：０．１〜２．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｃｕ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（４）質量％にて，Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．１〜３．０％，Ｚｒ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（５）鋳片厚さの１／４の部位において，柱状晶の平均幅が４ｍｍ以下であることを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
（６）上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鋳片から製造されてなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
【００１６】
（７）上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鋳片を用いることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）溶鋼中にＭｇＯまたは／および金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりＭｇ換算で０．３０ｋｇ以上投入することを特徴とする上記（７）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９）鋳片を熱間圧延する際，加熱温度Ｔ１を（４）式で決まる温度とし，複数パスから成る粗圧延後の複数パスから成る仕上圧延を８５０℃以下で終了し，７００℃以下で巻き取った後，加熱温度Ｔ２が（５）式で決まる温度で焼鈍を行い，冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ３が（６）式で決まる温度で焼鈍を行うことを特徴とする上記（７）又は（８）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
１０００≦Ｔ１（℃）≦−８７１４／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］０．５［Ｓ］０．５
）−３．４） （４）
−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６）≦Ｔ２（℃）≦１０００（５）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ３（℃）
≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （６）
（１０）鋳片の熱間圧延後，熱延板焼鈍を省略し，ロール径が３００ｍｍ以上の圧延機で圧下率３０％以上の冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ４が（７）式で決まる温度で中間焼鈍を行い，その後所定の板厚まで冷間圧延し，加熱温度Ｔ５が（８）式で決まる温度で最終焼鈍を行うことを特徴とする上記（７）又は（８）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
７００≦Ｔ４（℃）≦−５０−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．
６） （７）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ５（℃）
≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （８）
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは，ＳＵＳ３０４の一部代替が可能な高加工性の高純フェライト系ステンレス鋼の開発を目的に，先ず真空精錬で極低Ｃ，Ｎにすることを前提とした。その上で，製錬工程で，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉもできるだけ低減することにより，可能な限り高純度化しＳＵＳ３０４に対するフェライト系の弱点である伸びを高めることを行った。Ｆｅ−１７％Ｃｒ合金をベースに，Ｃ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉの含有量を変化した実験室溶解材を製造し，熱延−冷延−焼鈍後の鋼板の圧延方向の伸び（試験片は，ＪＩＳ１３Ｂ号を使用）を求め，伸びとＣ，Ｎ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉの関係を回帰して求めた。図１に示すように，伸びは，式（１）で示されるΣと良い相関があり，板厚０．５ｍｍの場合（図１の○及び実線），Σが０．７０以下で３５％以上の高伸びが得られる。さらに，厚手の２．５ｍｍの場合（図１の●及び破線）には，Σを０．５０以下にすれば，伸び４０％以上というフェライト系とすれば極めて高い伸びが得られることを確認した。ここで，図１の場合，Ｔｉ＝１５（Ｃ＋Ｎ）となるように調整しており，Ｃ，Ｎの影響は，式（１）において，Ｔｉの項に包含される。
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
【００１８】
このように高純度化した鋼では，鋳造組織が粗大な柱状晶になり，その微細化が製品のローピングやリジングを低減するには必要になるが，本発明者らは，本発明に関わる鋼組成では，従来の技術で取り上げた，Ａｌ−Ｔｉ介在物に複合析出するＴｉＮを凝固核として利用することは困難であることを明らかにした。本発明者らは，Ｆｅ−１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ合金について，１５００℃におけるＴｉＮの平衡溶解度積，すなわち「鋼中の［％Ｔｉ］×［％Ｎ］がこの値以上であれば，溶鋼中にＴｉＮが析出する限界の溶解度積」に及ぼす鋼中成分の影響を評価し，Ｓｉの影響が大きいことを知見した。図２にＴｉＮの平衡溶解度積に及ぼすＳｉの影響を示す。Ｓｉを低減することにより，平衡溶解度積が急激に上昇する，つまりＴｉＮが析出しにくくなることが分かる。１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ鋼では，平衡溶解度積が図中の破線以下の領域でなければ，溶鋼中でＴｉＮが析出しない。本発明で志向するＳｉ≦０．２０％の鋼では，Ｓｉ：０．１５〜０．２０％の範囲では，ＴｉＮは析出するもののその量はわずかであり，また，Ｓｉ≦０．１５％の範囲では，溶鋼中にＴｉＮは全く析出できない。したがって，ＴｉＮを溶鋼中に析出させて凝固核として機能させて，等軸晶化を行うことは，本発明に関わる低Ｓｉの鋼成分では困難である。
【００１９】
そこで，本発明者らは，ＴｉＮが凝固核として機能することが期待できない本発明に関わる低Ｓｉの鋼組成において，有効な凝固核となり得る酸化物を検討した。その結果，溶鋼中にＭｇを添加して，Ｍｇを含有する酸化物を溶鋼中に分散させることにより，凝固が促進されることを知見し，さらに，粗大な柱状晶の発達を抑制するには，脱酸の結果生成する酸化物組成の影響が大きく，鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足する場合に，柱状晶の微細化が行えることを知見し，本発明に至った。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
式（２），（３）において，（ ）はＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯおよびＭｇＡｌ２Ｏ４のモル％である。
【００２０】
Ｍｇ含有酸化物の組成の分析は，次のように行うことができる。鋳片からＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の試験片を切出し，その表面をダイヤモンド等を用いて鏡面に研磨する。ＥＰＭＡまたはＳＥＭで１μｍ程度以上の介在物を検出し，ＥＰＭＡの場合，波長分散分析（ＺＡＦ分析）で，ＳＥＭの場合，エネルギー分散分析（ＥＤＸ）で介在物の組成を分析する。本発明者らは，例えば，次のような分析装置を使用した。ＥＰＭＡ：日本電子製ＪＸＡ８８００Ｒおよび同社製ＪＸＡ８８００ＲＬ。ＳＥＭ：日本電子製ＪＳＭ−８２０，ＳＥＭに付属のＥＤＸ：ＯＸＦＯＲＤ ＭＯＤＥＬ６７７９。試料中には１μｍ以下の介在物も観察されるが，分析精度が悪い。１μｍ以上の介在物のほうが凝固核として有効と判断できることから，分析は１μｍ以上の介在物を対象とする。観察される介在物は，凝固後の冷却過程において，酸化物に硫化物や窒化物が複合析出した形態を呈する場合が多い。分析で求められる酸化物を構成する主要な元素は，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｓｉであるが，Ｔｉは酸化物，窒化物，硫化物のいずれをも構成している。そこで，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｉの分析結果を用いて，酸化物がＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＡｌ２Ｏ４，ＣａＯとその他のＭｇ，Ａｌ，Ｃａを含まない酸化物（例えばＳｉＯ２）から成ると見なし，式（２）（３）に登場する４種類の酸化物のモル％を算出する。なお，試験片検鏡面に観察される介在物のうち，Ｍｇを含有しない介在物は計算から除外する。エネルギー分散分析でＭｇ含有量が１ｍａｓｓ％未満の介在物を計算から除外すればよい。分析は少なくとも２０個以上のＭｇ含有酸化物について行い，それらの平均モル％を算出した上で式（２）（３）の左辺の計算を行う。
【００２１】
式（２），（３）で表される組成範囲を満足するＭｇ含有酸化物が分散した場合に柱状晶の微細化が行われる理由は，次のように考えられる。まず，Ｍｇ含有酸化物が式（３）を満足することにより，Ｍｇ含有酸化物がＳｉＯ２やＦｅＯといったフェライトの凝固核としての作用を阻害する成分の含有量の低いＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＣａＯ系になる。その上で式（２）の組成範囲にある場合，溶鋼の液相線温度以上の温度で当該酸化物が固相として存在し，かつ当該酸化物と初晶（フェライト）との格子不整合度が小さく，凝固に伴う界面エネルギーの増大が小さいので，当該酸化物が凝固核として有利に働くためと考えている。
【００２２】
本発明において鋳造組織の微細化は，等軸晶率の増大を必須とするものではない。式（２），（３）で表される組成範囲を満足するＭｇ含有酸化物が分散して，粗大な柱状晶の発達が抑制されれば，たとえ等軸晶率が低く（例えば，１０％や１５％）ても，製品のローピングやリジングの低減が可能である。このような柱状晶の微細化の目安として，鋳片厚さの１／４の部位において，柱状晶の平均幅が４ｍｍ以下であればよい。ここで，柱状晶の平均幅は，鋳片横断面（鋳造方向に垂直な面）のマクロ写真を撮影し，その１／４厚さ部分に引いた線分が横切る柱状晶数で線分の長さを除して求めたものである。
【００２３】
以上に述べたとおり，本発明は，鋼中にＭｇを添加することにより，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止する点に第１の特徴がある。
【００２４】
Ｍｇは，溶鋼中でＭｇ酸化物を形成し，凝固過程においてフェライト相の凝固核となり，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，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。フェライト凝固核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は，Ｍｇ０．０００２％から可能になる。また，Ｍｇ酸化物は溶鋼中でＴｉＮの晶出核として作用するので，ＴｉやＮの含有量が少なくても溶鋼中にＴｉＮを晶出させることができる。ＴｉＮも凝固過程においてフェライト相の凝固核となるので，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，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。
【００２５】
鋼中へのＭｇ添加に際しては，金属Ｍｇの添加のみならず，ＭｇＯの添加によっても表面欠陥の改善効果を発揮することができる。ＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたり金属Ｍｇ換算で０．３０ｋｇ以上投入することにより，凝固組織が微細化し，厳しいプレス加工後においてもリジング高さは目視で認識できないレベルである５μｍ以下となる。
【００２６】
金属Ｍｇは酸素との親和力が強くＭｇＯを形成するが，他元素の兼ね合いでガス化し易く歩留まりが不安定である。従って，鋼中に歩留るＭｇ濃度を０．０００２％以上にするために，金属Ｍｇ換算で０．３０ｋｇ／ｔｏｎ以上のＭｇＯや金属Ｍｇを投入すれば，所要の鋼中Ｍｇを確保しやすくすることができる。
【００２７】
フェライトの凝固核として作用するＭｇ−Ａｌ系酸化物を溶鋼中に形成する好ましい手段は，溶鋼を適度にＡｌで脱酸した後にＴｉを添加し，その上でＭｇを添加するというものである。まずＡｌで脱酸することにより溶鋼中に脱酸生成物としてＡｌ２Ｏ３が形成される。次にＴｉを添加すれば，Ａｌ２Ｏ３に加えて溶鋼中にＴｉ酸化物（ＴｉＯやＴｉ２Ｏ３）が形成される。その上でＭｇを添加することにより，既に形成されているＡｌ２Ｏ３やＴｉ酸化物がＭｇで還元され，フェライトの凝固核になりやすいＭｇＯやＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯが分散して形成される。最初に添加するＡｌにより脱酸が十分に進みすぎると，Ｍｇ添加後も主な酸化物はＡｌ２Ｏ３となり凝固組織の微細化は達成されないので，Ａｌによる脱酸は適度に制御しなければならない。その目安としてＭｇ添加前の溶鋼中のＴｉ／Ａｌの比を６以上とすることが望ましい。
【００２８】
さらに実際の精錬プロセスでは，このような単純な脱酸順序の規定だけでは，目的とするＭｇ酸化物を安定して形成することが難しく，溶鋼上に存在するスラグの組成を調整する必要がある。実際の精錬では溶鋼上部にスラグが存在し，溶鋼とスラグの間で行われる酸化・還元反応を使って溶鋼からの不純物の除去が行われる。例えば，脱硫の場合，Ａｌで脱酸して溶鋼中の酸素を低減し，スラグにライム（ＣａＯ）を添加して塩基度を調整することにより，脱硫を容易にしている。この際，ＣａＯの添加量が多いと，溶鋼中の介在物組成は，ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系のいわゆるカルシウムアルミネートになる。カルシウムアルミネートは一般に融点が低く，鋼の凝固温度で介在物組成の溶体が浮遊したような状態になるので，フェライトの凝固核として機能することは期待できない。したがって，スラグ中へのＣａＯの添加が過度になると，凝固組織の微細化が達成できない。
【００２９】
いっぽうＣａＯをスラグ中に添加した場合，Ｍｇの添加によりＭｇＯ・ＣａＯ系の高融点の介在物が形成される場合がある。この場合は，溶鋼中に固相の介在物を形成することができるけれども，ＭｇＯ・ＣａＯ系の酸化物は，フェライトとの格子整合性が悪く，フェライトの凝固核としての作用は小さくなってしまう。以上のことから，スラグの組成制御の目安として，Ｍｇ添加前のスラグ中の（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）の比を０．９未満にすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｇの添加は，二次精錬の工程でランスを使ったいわゆるインジェクション法で金属ＭｇやＭｇ酸化物あるいはＭｇ含有合金を溶鋼中に投入することにより行うことができる。また，金属Ｍｇ，Ｍｇ酸化物，Ｍｇ含有合金の投入は，連続鋳造の工程でタンディッシュやモールド中に行うことも可能である。この場合，投入用のワイヤを作製し連続的に投入することも可能となる。さらに溶鋼中へのＭｇの添加は，溶鋼とスラグの精錬反応を利用することもできる。例えば，スラグ中にＭｇＯを添加して，スラグと溶鋼の脱酸平衡反応を利用して，溶鋼中にＭｇを含有させることもできる。同様にレードルの耐火物のライニング材の組成を工夫すれば，溶鋼と耐火物の間の反応を利用してＭｇを含有させることも可能である。
【００３１】
次に本発明の成分の限定理由について説明する。
【００３２】
Ｃは，加工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。また，ＣはＴｉ添加鋼の場合，熱間圧延中や再結晶焼鈍中に微細なＴｉＣが過度に析出する場合があり，この場合，再結晶が著しく遅延して未再結晶組織となり，製品をプレス加工した際のリジング性が劣化したり，深絞り性を向上させる集合組織の発達が抑制され，結晶粒成長も遅くなるため上限を０．０１０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．００１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００２〜０．００５％が望ましい。
【００３３】
Ｓｉは，脱酸元素として添加される場合があるが，固溶強化元素であるため，伸びの観点からその含有量は少ないほど良いため上限を０．３０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．２０％以下，より好ましくは０．０５〜０．１５％が望ましい。また，Ｓｉ≦０．１５％であれば，溶鋼中にＴｉＮが晶出して凝固組織が微細化することは期待できないので，Ｍｇを添加する本発明の効果がより顕著に現れる。
【００３４】
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く，伸びの観点から上限を０．３０％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．２５％以下が好ましい。より好ましくは０．０１〜０．１５％が望ましい。
【００３５】
Ｐは，ＭｎやＳｉ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く，伸びの観点から上限を０．０４％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．０１％とした。製造コストと耐食性を考慮すると上限は０．０３５％以下が好ましい。より好ましくは０．０１５〜０．０２５％が望ましい。
【００３６】
Ｓは，Ｔｉ添加鋼の場合，Ｔｉ，ＣとＴｉ４Ｃ２Ｓ２を形成し，Ｃを固定する作用を有する。これは高温で析出する粗大析出物であるため，再結晶，粒成長挙動への影響は小さいが，多量に析出すると発銹の起点となるため耐食性が劣化する。よって，Ｓの上限を０．０１００％とした。過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため下限を０．００１０％とした。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００２０〜０．００６０％が望ましい。
【００３７】
Ｃｒは，耐食性および耐高温酸化性の向上のために１０％以上の添加が必要であるが，２０％以上の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他，伸びも劣化する。よって，Ｃｒの範囲は１０〜２０％とした。更に，一般的な塩化物環境，大気腐食環境，硫酸などの酸の環境で用いるための耐食性と加工性の確保という観点では１６〜１９％，より好ましくは１５〜１７％が望ましい。
【００３８】
Ｎは，Ｃと同様に加工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ことから上限を０．０２０％とした。過度の低下はＴｉＮが凝固組織の微細化に使えるＳｉ≧０．２％の鋼でもフェライト粒生成の核となるＴｉＮが凝固時に析出せず，柱状晶化が発達し，製品板成形時のリジング性が劣化する懸念があるから下限を０．００１％とした。また，Ｎが過剰に添加された場合，固溶Ｎにより伸びの低下をもたらす。製造コストと耐食性を考慮すると，０．００４〜０．０１５％が望ましい。より好ましくは上限を０．０１％以下とする。
【００３９】
Ｔｉは，Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性，耐粒界腐食性および深絞り性を向上させる。深絞り性は，再結晶集合組織の発達が起因しているが，Ｔｉ添加によりＴｉＣ，Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２，ＴｉＮが析出し，粒界が高純度化することで，再結晶焼鈍時に｛１１１｝面強度が強く発達する。これにより，深絞り性の指標であるｒ値が著しく向上する。しかしながら，固溶強化元素であるため，過度の添加は固溶Ｔｉの増加に繋がり，張り出し性の指標である伸びの低下に繋がる。よって，Ｔｉは０．０５〜０．３０％とした。精錬コストと溶接部の粒界腐食性を考慮すると，０．１０〜０．２０％以下が望ましい。更に，Ｃ，Ｎを固定して耐食性，特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を確保するために，１０（Ｃ＋Ｎ）％以上を添加すると好ましい。
【００４０】
以上のＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉは全体として，鋼板の伸びを高めるために，式（１）で示されるΣが０．７０以下となるように限定する必要がある。
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
【００４１】
Ｍｇは，溶鋼段階でＭｇ含有の酸化物を生成し，凝固を促進して，鋳片で粗大な柱状晶が発達するのを抑制するために添加する。また，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は，製品のリジングやローピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる。
【００４２】
Ｍｇは溶鋼に添加する際に蒸発しやすくまた添加後に酸化物を形成しても浮上しやすいため歩留が低い場合がある。たとえ鋼中のＭｇ含有量が０．０００２％まで低下しても，Ｍｇを添加することによって，鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２）（３）の範囲を満足していさえすれば，１μｍ以上のＭｇ含有酸化物が十分な数密度で鋳片に存在することとなり，本発明の効果を発揮することができる。よって，最終的に鋳片に歩留るＭｇ量の下限は０．０００２％とする。
【００４３】
また，この程度のＭｇを含有すれば，一定のＳｉを含有している溶鋼の場合は，ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物を積極的に溶鋼中に形成させることもできる。但し，０．００５０％を超えると溶接性が劣化し，また粗大なＭｇＳを形成して発銹の起点となるので，Ｍｇ含有量上限は０．００５０％とした。凝固組織の微細化において，柱状晶幅の細分に加えて，等軸晶化を促進するためには，Ｍｇ≧０．００１０％とすることが望ましい。
【００４４】
以上が基本成分であるが，必要に応じて以下の成分を含有させることができる。
【００４５】
Ｂは，２次加工性を向上させる元素であり，特にＴｉ添加鋼への添加は有効である。Ｔｉ添加鋼はＴｉでＣを固定するため，粒界の強度が低下し，２次加工の際に粒界割れが生じやすくなるが，Ｂを０．０００３％以上添加することで防止できる。しかし，過度の添加は，伸びの低下をもたらすため，Ｂは０．０００３〜０．００５０％とした。更に，耐食性と精錬コストを考慮すると，０．０００５〜０．００２０％が望ましい。
【００４６】
Ａｌは，脱酸元素として０．００５％以上添加されるが，過度の添加は加工性の劣化や表面品質の劣化をもたらす。よって，Ａｌは，０．００５〜０．１０％とした。更に，精錬コストを考慮すると，０．０１０〜０．０７％が望ましい。
【００４７】
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり，耐食性が要求される用途では１種または２種以上添加する。その添加量は，０．１％以上とすることによりその効果が発現するが，過度な添加は加工性，特に延性の劣化をもたらすため上限を２．０％とした。更に，製造性や強度などを考慮すると０．５〜１．５％が望ましい。
【００４８】
Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒは加工性と耐食性を向上させる元素であり，要求させる用途に応じて１種または２種以上添加する。その添加量はＮｂ：０．０１％以上，Ｖ：０．１％以上，Ｚｒ：０．０１％以上とすることによりその効果が発現するが，過度な添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合をもたらしたり，延性の低下をもたらすため，Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．１〜３．０％，Ｚｒ：０．０１〜０．５％とした。更に，製造性や延性を考慮するとＮｂ：０．１〜０．３％，Ｖ：０．２〜１．０％，Ｚｒ：０．０５〜０．３％が望ましい。
【００４９】
上記本発明の鋳片から製造されてなるフェライト系ステンレス鋼板は，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れた性質を発揮することができる。
【００５０】
本発明では，上記化学成分の他に製造方法についても検討を行った。
【００５１】
本発明の第１のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，上記本発明の鋳片を用いることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００５２】
本発明の第２のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，ステンレス鋼溶製段階におけるＭｇの添加方法に関する。上述のとおり，Ｍｇの添加量がリジングに大きく関連する凝固組織に影響することを見出した。図３に１５０ｔｏｎの溶鋼中にＭｇＯまたは／および金属Ｍｇを添加した場合の，Ｍｇ換算添加量と製品板のリジング高さの関係を示す。図３に示すものは，１６％Ｃｒ−０．００３％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌの成分の鋼に図３横軸に示す添加量でＭｇＯまたはおよび金属Ｍｇを添加し，その後熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍（８８０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行い，リジング高さを評価したものである。ここで，リジング高さの評価は，製品板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して圧延方向に１６％歪みを付与した後に表面の凹凸高さを粗さ計で測定し，リジング高さとした。この測定方法でリジング高さが５μｍ以下であれば厳しいプレス加工後においても目視で認識できないレベルである。
【００５３】
図３より溶鋼中にＭｇを溶鋼１ｔｏｎ当たり０．３０ｋｇ以上投入することにより，凝固組織が微細化し，リジング性が向上する。Ｍｇは酸素との親和力が強くＭｇＯを形成するが，他元素の兼ね合いでガス化し易く歩留まり難いことがわかった。しかしながら，溶鋼中にＭｇを溶鋼１ｔｏｎ当たり０．３０ｋｇ以上投入することにより，Ｍｇ歩留まり量のばらつきに依存することなく凝固組織が微細化し，リジング性が向上する。ここで，添加するＭｇはＭｇＯおよび／または金属Ｍｇであれば効果は十分に得られる。また，溶鋼量は１５０ｔｏｎ以上が好ましい。
【００５４】
Ｍｇ投入量が少ないと，溶鋼中の介在物が低融点のＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系となり，フェライトの凝固核としての作用が得られなくなる。Ｍｇ投入量を０．３０ｋｇ／ｔ以上とすることにより，介在物の組成がＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３・ＣａＯ系となりたとえＣａＯが混入したとしても融点が上昇すると共にフェライトとの格子整合度に優れた式（２），（３）を満足する組成になる。Ｍｇの添加量をさらに多くした場合は，介在物がＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３主体となり，凝固組織微細化機能はいっそう強くなるので，最終的に歩留るＭｇが上限を超えない範囲で，Ｍｇ投入量は任意に増大してもかまわない。
【００５５】
本発明の第３のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，以下の通り鋼板の圧延方法に関する。
【００５６】
通常ステンレス鋼板は，スラブを熱間圧延し，熱延板焼鈍を施し，冷間圧延と再結晶焼鈍を１回以上繰り返して製造される。この際に成分に応じて製造条件を最適化することで深絞り性，張り出し性およびリジング性を向上できることを見出した。以下に本発明の製造方法の限定理由について説明する。
【００５７】
Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板の熱間圧延において，スラブの加熱時にはＴｉ４Ｃ２Ｓ２が析出する場合がある。加熱段階でこれが安定析出していないと，熱間圧延過程で析出するため，フェライト相の再結晶が大幅に遅延する。この固溶・析出温度は，［Ｔｉ］［Ｃ］０．５，［Ｓ］０．５量によって異なるが，本発明では成分によって決まる温度域に加熱することにより，加熱段階で安定析出し，製品板のｒ値が向上することを見出した。図４に［Ｔｉ］［Ｃ］０．５［Ｓ］０．５，スラブ加熱温度と製品板のｒ値の関係を示す。図４に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（９３０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］［Ｓ］含有量はいずれも本発明範囲内である。□内の数値はｒ値である。ここで，ｒ値の評価は，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向，圧延方向と４５°方向，圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（９）式および（１０）式に示す式から平均ｒ値を算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ０／Ｗ）／ｌｎ（ｔ０／ｔ） （９）
ここで，Ｗ０は初期板幅，Ｗは引張後の板幅，ｔ０は初期板厚，ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ０＋２ｒ４５＋ｒ９０）／４ （１０）
ここで，ｒ０は圧延方向のｒ値，ｒ４５は圧延方向と４５°方向のｒ値，ｒ９０は圧延方向と直角方向のｒ値である。ｒ値は平均ｒ値で２．０以上あれば，厳しい深絞り加工を行っても割れが発生しないレベルである。図４より，前記（４）式で示した本発明範囲でスラブ加熱を行うことにより，極めて高い深絞り性を有すことがわかる。これは，本温度範囲においてはＴｉ４Ｃ２Ｓ２がスラブ加熱時に安定析出し，熱延過程での再結晶が促進するためである。尚，スラブ加熱温度下限を１０００℃とすることにより，圧延中の疵発生を防止できるので好ましい。
【００５８】
熱間圧延における仕上温度を低温化することにより歪みが蓄積されるが，巻取温度が高いと歪みが開放され回復組織となる。逆に仕上温度が高温の場合，歪みは蓄積されない。熱延歪みが蓄積されると熱延板焼鈍時に再結晶が促進し，リジング性が改善される。仕上温度が８５０℃超，巻取温度が７００℃超の場合は，回復組織となって熱延板焼鈍時に再結晶が生じ難くなり，リジングの原因となるバンド状の回復組織が残存する。よって，熱延の仕上温度は８５０℃以下，巻取温度は７００℃以下とすると好ましい。
【００５９】
次に熱延板焼鈍温度について説明する。熱延板焼鈍は，通常熱延で生じた加工組織を再結晶させ，製品板の加工性やリジング性を改善するために導入される工程である。しかしながら，熱延板焼鈍を施しても，厳しい加工においてはリジングが顕著に発生する場合がある。本発明では，成分に応じて熱延板焼鈍温度を最適化することにより，厳しい加工においてもリジングが殆ど発生しないレベルに改善できることを見出した。図５に［Ｔｉ］［Ｃ量］，熱延板焼鈍温度と製品板のリジングの関係を示す。図５に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］含有量はいずれも本発明範囲内である。□内の数値はリジング高さ（μｍ）の値である。図５より，前記（５）式で示した本発明範囲で焼鈍した場合，リジング高さが５μｍ以下に低減できることがわかる。熱延および熱延焼鈍時に微細に析出するＴｉＣは，焼鈍過程でのフェライト相の再結晶を遅延させたり，整粒化を阻害する析出物である。この析出物が安定に存在すると，再結晶が遅延し，整粒化しないためリジングの原因である熱延組織が完全には破砕されない。しかし，ＴｉＣを固溶させる温度域に加熱することにより，フェライト相の再結晶が促進しかつ整粒化するため，熱延時に形成された圧延組織が完全に破砕され，リジング性が著しく改善される。尚，熱延板焼鈍を１０００℃超にすると粗粒化してしまい，逆にリジング特性が劣化する。よって，１０００℃を上限とした。
【００６０】
最後に，最終焼鈍温度について説明する。最終焼鈍においては特に伸びを向上させるために前記（６）式の範囲で焼鈍することが有効である。伸び向上には結晶粒径をある程度粗粒化させることが有効であるが，成分によって最適な焼鈍温度は変化する。これは，最終焼鈍温度の粒成長に微細なＴｉＣが影響しているためである。本発明では，図６に示すようにＴｉＣの固溶温度以下でかつＴｉＣ固溶温度−１００℃以上で焼鈍する方法である。図６に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ）→熱延板焼鈍（９３０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍の圧延を行ったもである。［Ｔｉ］［Ｃ］含有量はいずれも本発明範囲内である。伸びは，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に引張り，破断伸びを用いた。これより，（６）式で決定される温度域に加熱することで伸びが３５％以上となり，厳しい張り出し加工も可能なレベルになるので好ましい。ＴｉＣが固溶してしまうと過度に粗粒化し，粗粒結晶粒界が破断し易くなるが，ＴｉＣ固溶温度−１００℃未満では，細粒組織になり高い伸びが得られない。よって，これは，ＴｉＣが固溶しない適正温度で最終焼鈍を施すことにより，極めて高い伸びが得られる。
【００６１】
本発明の第４のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は，以下の通り鋼板の圧延方法に関する。
【００６２】
上述の通り，通常ステンレス鋼板は，スラブを熱間圧延し，熱延板焼鈍を施し，冷間圧延と再結晶焼鈍を１回以上繰り返して製造される。この際の製造工程を最適化することで深絞り性，張り出し性およびリジング性を向上できることを見出すとともに，通常行われている熱延板焼鈍工程を省略することにより，生産性が向上するばかりでは無く加工性が更に向上することを見出した。
【００６３】
即ち，スラブを熱間圧延後に熱延板焼鈍を省略し，ロール径が３００ｍｍ以上の圧延機で圧下率３０％以上の冷間圧延を施した後，所定の加熱温度で中間焼鈍を行い，その後所定の板厚まで冷間圧延し，所定の加熱温度で最終焼鈍を行う点に特徴がある。
【００６４】
本発明鋼のような高純度成分鋼においては，熱延板焼鈍で再結晶させると粗粒組織となる。熱延で回復が進み歪みが十分蓄積されていないためである。それに対し，熱延板焼鈍を施さずに大径ロールを用いてある程度の冷間圧延を行い，途中で中間焼鈍を施すと細粒再結晶組織が得られる。その後さらに冷間圧延と最終焼鈍を行うことによって加工性を向上することができる。熱延での加工に冷延歪みが導入されるため，中間焼鈍時に細粒化されるためである。
【００６５】
以下に本発明の製造方法の限定理由について説明する。
【００６６】
一般的に熱延板焼鈍を省略すると加工性は劣化するが，本発明では，熱延板焼鈍を付与するよりも熱延板焼鈍を省略した方が良くなることを見出した。これは，熱延後の冷間圧延において，ロール径が３００ｍｍ以上のロールを用いて圧延することにより，剪断歪みの導入を抑制して冷延集合組織を制御する点である。また，ロール径が大きいとｒ値が向上することは，先述したように開示されているが，熱延板焼鈍を省略すること，中間焼鈍温度をＴｉ，Ｃ量に応じて最適化させてｒ値をより向上させる点が新しい知見である。図７に製品板のｒ値と中間焼鈍温度の関係を示す。図７に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍→冷延（０．５ｍｍ厚）→焼鈍（９００℃）の圧延を行ったものである。ここで，ｒ値の評価は，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向，圧延方向と４５°方向，圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に前記（９）式および（１０）式に示す式から平均ｒ値を算出した。
【００６７】
ｒ値は平均ｒ値で２．５以上あれば，厳しい深絞り加工も可能なレベルである。これより，ロール径が３００ｍｍ以上のロールを用い，かつその後中間焼鈍を（７）式の範囲で行うことにより，熱延板焼鈍を省略しても極めて高い深絞り性を有すことがわかる。これは，中間焼鈍段階で過度な粒成長を抑制する微細ＴｉＣを安定析出させ，微細なフェライト再結晶粒を形成させることが，製品板のｒ値向上に寄与しているためである。熱延板焼鈍を付与してしまうと，熱延板焼鈍時に粗粒化してしまうため，中間焼鈍段階での結晶粒は焼鈍省略材の方が微細化するため，ｒ値は焼鈍省略材の方がよい。また，大径ロールによる冷間圧延を行っても，中間焼鈍時に粗粒化が生じる高温焼鈍をしてしまうと，大径ロール効果が無くなってしまう。尚，焼鈍時に再結晶が生じない場合には製品の加工性が劣化するため，大径ロールでの冷間圧延圧下率を３０％以上，中間焼鈍温度の下限を７００℃にした。
【００６８】
最後に，最終焼鈍温度について説明する。中間焼鈍時にはＴｉＣを活用して微細再結晶粒を形成するために（７）式の範囲で焼鈍したが，最終焼鈍においては特に伸びを向上させるために（８）式の範囲で焼鈍することが有効である。これは，ＴｉＣの固溶温度以下でかつ極度に粗粒化しない範囲で高温域で焼鈍する方法である。図８に最終焼鈍温度と伸びの関係を示す。図８に示すものは，１６％Ｃｒ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００２％Ｓ−０．０１％Ｎ−０．０００５％Ｂ−０．０１％Ａｌ−０．０００２％Ｍｇの成分の鋼を，熱延（４．０ｍｍ厚）→冷延（ロール径４００ｍｍ，２．０ｍｍ厚）→中間焼鈍（８８０℃）→冷延（０．５ｍｍ厚）→最終焼鈍の圧延を行ったもである。伸びは，製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向に引張り，破断伸びを用いた。伸びの値としては，３５％以上あれば従来のフェライト系ステンレス鋼板では加工出来なかった成形においても前述のｒ値との組み合わせで加工できるレベルである。これより，（８）式で決定される温度域に加熱することで，伸びが向上する。これは，ＴｉＣが固溶せずかつ高温域で焼鈍することで，極度にフェライト相が粗粒化せずに加工性に有利な結晶粒に成長するためである。
【００６９】
【実施例】
（実施例１）
転炉−真空精錬法で表１に示す鋼を溶製し，さらに取鍋精錬にて成分の微調整を行い，溶鋼中に浸漬したランスを使ったインジェクション法で金属Ｍｇあるいは酸化Ｍｇ（ＭｇＯ）を添加した。連続鋳造で厚さ２５０ｍｍの鋳片を製造した。
【００７０】
本発明に関わる鋼の溶製においては，添加したＭｇがＡｌ２Ｏ３を還元してＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３系の介在物ができやすくなるようにＭｇ添加前の溶鋼の脱酸はＡｌ弱脱酸とし，溶鋼中のＡｌを０．０２５％以下に管理した。また，スラグ中のＣａＯとＡｌ２Ｏ３の濃度比を管理してスラグ中のＣａＯの活量を低下することにより近似的にスラグと平衡する溶鋼中の介在物のＣａＯ活量を低下させて，介在物の低融点化を防止した。Ｍｇの吹き込み量は表１に示すとおりとして，Ｍｇの歩留りを確保した。
【００７１】
表１の成分は，得られた鋳片の化学成分を示したものである。鋳片からＥＰＭＡの試験片を切出し，その表面をダイヤモンドを用いて鏡面に研磨し，ＥＰＭＡで１μｍ程度以上の介在物を検出して波長分散分析で，介在物の組成をＺＡＦ分析した。観察される介在物は，凝固後の冷却過程において，酸化物に硫化物や窒化物が複合析出した形態を呈する場合が多い。分析で求められる酸化物を構成する主要な元素は，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｓｉであるが，Ｔｉは酸化物，窒化物，硫化物のいずれをも構成している。そこで，Ｍｇ，Ａｌ，Ｃａ，Ｓｉの分析結果を用いて，酸化物がＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＭｇＡｌ２Ｏ４，ＣａＯとその他のＭｇ，Ａｌ，Ｃａを含まない酸化物（例えばＳｉＯ２）から成ると見なし，式（２）（３）に登場する４種類の酸化物のモル％を算出し，表１に示す組成を求めた。
【００７２】
【表１】
また，鋳片横断面（鋳造方向に垂直な面）のマクロ写真を撮影し，等軸晶率（等軸晶の占める面積率）を判定した。さらに，マクロ写真上でその１／４厚さ部分に引いた幅方向の線分（長さ５００ｍｍ）が横切る柱状晶数で該線分の長さ５００ｍｍを除して，柱状晶の平均幅を求めた。これらの結果を，表２に示す。
【００７４】
鋳片をホットストリップミルで連続熱間圧延し，熱延板焼鈍・酸洗を施した後，冷間圧延，焼鈍・酸洗を行い，厚さ０．５ｍｍの鋼板を製造した。鋼板から，圧延方向にＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片とＪＩＳ５号引張試験片を作製し，それぞれ引張試験（降伏強さＹＳ，伸びＥｌ）とｒ値測定，リジング測定に供した。ｒ値は，１５％の引張後に測定した。リジングは，１６％の引張後の試験片表面を粗さ測定器で計測し，リジング高さを求めた。鋼板表面のローピングは，官能検査でＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄの４段階の評価（Ａ→Ｂ→Ｃ→Ｄの順にローピングの評価は低下する）を行った。以上の鋼板の材質評価結果を表２に合せて示す。
【００７５】
【表２】
本発明に従えば，ＣやＮに加えて，置換型固溶元素であるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｔｉを低減した高純度鋼であっても，粗大な柱状晶の発達が抑制でき柱状晶の幅が小さくなるので，高純度化による高加工性（高伸び，高ｒ値）を享受するのと同時に，リジング，ローピングにも優れた鋼板を得ることができる。一方，本発明に関わるＭｇ含有酸化物が形成されていない比較例１，２では，加工性は高くともリジング，ローピングで大きく劣ってしまう。特に，比較例２では，Ｍｇを１０ｐｐｍ含有するにもかかわらず，粗大な柱状晶になってしまっており，Ｍｇを添加するだけでなくＭｇ酸化物の組成を適切にすることが重要であることを示している。この場合，Ｍｇ添加前のスラグ組成が不適切で，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）が０．９以上であった。高純度化が不十分な比較例３では，加工性自体が高くない。
【００７７】
（実施例２）
表３〜６に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製，鋳造した。その後，熱間圧延して，３．８ｍｍ厚の熱延板とした。その後，熱延板連続焼鈍を施し，酸洗した後，０．５ｍｍ厚まで冷間圧延し，連続焼鈍−酸洗，調質圧延を施して製品とした。表中，金属Ｍｇ，ＭｇＯ投入量は，金属Ｍｇ換算投入量（ｋｇ／ｔ）である。
【００７８】
本発明例の鋼の溶製においては，実施例１と同様に，脱酸順序，スラグ組成制御，Ｍｇ投入量の調整により，式（２），（３）を満足する酸化物組成を実現した。
【００７９】
上記のようにして得られた０．５ｍｍ厚の製品板から，試験片を採取し，ｒ値，伸び，リジング高さを測定した。測定方法は先述した方法と同様である。
【００８０】
表４，６において，ＴＡ＝−５０−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６），ＴＢ＝−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６），ＴＣ＝−１００−５４７５／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６）である。
【００８１】
表３〜６から明らかなように，本発明で規定する化学成分を有する鋼であって，Ｍｇ成分が本発明範囲内あるいはＭｇ添加量が本発明範囲内のものは，比較鋼に比べてｒ値，伸びが高く，リジング高さが低く，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れていることがわかる。
【００８２】
表３，４のＮｏ．１〜２５が本発明例である。Ｎｏ．１〜７は，溶鋼中への金属ＭｇやＭｇＯのインジェクションはいずれも行っていないが，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）を調整したスラグにＭｇＯを添加しており，スラグから供給されたＭｇにより式（２），（３）を満足するＭｇ含有酸化物が溶鋼中に形成されたため，良好なリジング高さを確保している。Ｎｏ．８〜２５はＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりで金属Ｍｇ換算で０．３ｋｇ以上投入し，かつ鋼中Ｍｇが０．０００２％以上となり，良好なリジング高さを確保している。
【００８３】
表５，６のＮｏ．２６〜５５が比較例である。Ｎｏ．２６，３９，４０はＭｇ含有量もＭｇ投入量も不足しており，Ｎｏ．２７，２８，４１〜４９は製造条件が本発明範囲外であり，Ｎｏ．２９，３７は成分と製造条件が本発明範囲外であり，Ｎｏ．３０〜３６，３８，５０〜５５は成分が本発明範囲外であり，十分な品質を得ることができなかった。
【００８４】
尚，スラブ厚さ，熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また，冷間圧延においては，圧下率，ロール粗度，圧延油，圧延パス数，圧延速度なども適宜選択すれば良い。更に，冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる２回冷延法を採用すれば，更に特性は向上する。中間焼鈍と最終焼鈍は水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍しても，大気中で焼鈍してその後酸洗しても構わない。
【００８５】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
（実施例３）
表７、９に示す成分組成のフェライト系ステンレス鋼を溶製，鋳造した。その後，熱間圧延して，３．８ｍｍ厚の熱延板とした。その後，熱延板焼鈍は施さずに酸洗し，冷間圧延した後，中間焼鈍を施し０．５ｍｍ厚まで冷間圧延し，更に連続焼鈍−酸洗，調質圧延を施して製品とした。また，一部比較例は，熱延板焼鈍を施して製造した。表中，金属Ｍｇ，ＭｇＯ投入量は，金属Ｍｇ換算投入量（ｋｇ／ｔ）である。
【００９０】
本発明例の鋼の溶製においては，実施例１と同様に，脱酸順序，スラグ組成制御，Ｍｇ投入量の調整により，式（２），（３）を満足する酸化物組成を実現した。
【００９１】
上記にようにして得られた０．５ｍｍ厚の製品板から，試験片を採取し，ｒ値，伸び，リジング高さを測定した。測定方法は先述した方法と同様である。
【００９２】
表８，１０において，ＴＡ＝−５０−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６），ＴＢ＝−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６），ＴＣ＝−１００−５４７５／（ｌｏｇ［Ｔｉ］［Ｃ］−２．６）である。
【００９３】
表７〜１０から明らかなように，本発明で規定する化学成分を有する鋼であって，Ｍｇ成分が本発明範囲内あるいはＭｇ添加量が本発明範囲内にあり，さらに本発明の製造条件を満足するものは，比較鋼に比べてｒ値，伸びが高く，リジング高さが低く，深絞り性，張り出し性，リジング性に優れていることがわかる。
【００９４】
表７，８のＮｏ．１〜２１が本発明例である。Ｎｏ．１，２，６〜８，１４〜１６は，溶鋼中への金属ＭｇやＭｇＯのインジェクションはいずれも行っていないが，（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）を調整したスラグにＭｇＯを添加しており，スラグから供給されたＭｇにより式（２），（３）を満足するＭｇ含有酸化物が溶鋼中に形成されたため，良好なリジング高さを確保している。Ｎｏ．３〜５，９〜１３，１７〜２１はＭｇＯおよび／または金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりで金属Ｍｇ換算で０．３ｋｇ以上投入し，かつ鋼中Ｍｇが０．０００２％以上となり，良好なリジング高さを確保している。
【００９５】
表９，１０のＮｏ．２２〜４６が比較例である。Ｎｏ．３２，３３はＭｇ含有量もＭｇ投入量も不足しており，Ｎｏ．２２〜３１，４１〜４６は成分が本発明範囲外であり，Ｎｏ．３４〜４０は製造条件が本発明範囲外であり，十分な品質を得ることができなかった。
【００９６】
尚，スラブ厚さ，熱延板厚などは適宜設計すれば良い。また，冷間圧延においては，圧下率，ロール粗度，圧延油，圧延パス数，圧延速度などは適宜選択すれば良い。更に，中間焼鈍と最終焼鈍は，必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも大気中で焼鈍してその後酸洗しても構わない。
【００９７】
【表７】
【表８】
【表９】
【表１０】
【発明の効果】
本発明により，加工性（伸びとランクフォード値）に優れ，同時にリジングやローピングの極めて小さいフェライト系ステンレス鋼板を製造するためのフェライト系ステンレス鋳片及びその鋳片から製造された鋼板ならびにそれらの製造方法の提供が可能となるので，その工業的意義は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板の伸びと高純度化指標Σの相関を示し，Σが小さいほど（高純度化するほど）伸びが大きくなることを示している。
【図２】ＴｉＮの平衡溶解度積に及ぼす溶鋼中のＳｉの影響を示すもので，▲１▼Ｓｉを低減することにより，平衡溶解度積が急激に上昇する，つまりＴｉＮが析出しにくくなる，▲２▼１６．５％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００９０％Ｎ鋼では，平衡溶解度積が図中の破線以下の領域でなければ，溶鋼中でＴｉＮが析出しないことを示すものである。
【図３】溶鋼中へのＭｇ投入量と製品板のリジングの関係を示す図である。
【図４】スラブ加熱温度と製品板のｒ値の関係を示す図である。
【図５】熱延板焼鈍温度と製品板のリジングの関係を示す図である。
【図６】最終焼鈍温度と製品板の伸びの関係を示す図である。
【図７】中間焼鈍温度と製品板のｒ値の関係を示す図である。
【図８】最終焼鈍温度と製品板の伸びの関係を示す図である。
Claims (10)
- 質量％にて，Ｃ：０．００１〜０．０１０％，Ｓｉ：０．０１〜０．３０％，Ｍｎ：０．０１〜０．３０％，Ｐ：０．０１〜０．０４％，Ｓ：０．００１０〜０．０１００％，Ｃｒ：１０〜２０％，Ｎ：０．００１〜０．０２０％，Ｔｉ：０．０５〜０．３０％を含有し，Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％であり，残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り，
Σ＝０．９Ｓｉ＋８．６Ｐ＋２Ｔｉ＋０．５Ｍｎ−０．５ …（１）
で示されるΣが０．７０以下であり，
鋼中に分散するＭｇ含有酸化物の平均組成が式（２），（３）で表される組成範囲を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
１７．４（Ａｌ２Ｏ３）＋３．９（ＭｇＯ）＋０．３（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋１８．７（ＣａＯ）≦５００ …（２）
（Ａｌ２Ｏ３）＋（ＭｇＯ）＋（ＭｇＡｌ２Ｏ４）＋（ＣａＯ）≧９５ …（３）
式（２），（３）において，（ ）はＭｇＯ，Ａｌ２Ｏ３，ＣａＯおよびＭｇＡｌ２Ｏ４のモル％である。 - 質量％にて，Ｂ：０．０００３〜０．００５０％，Ａｌ：０．００５〜０．１％の１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
- 質量％にて，Ｍｏ：０．１〜２．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｃｕ：０．１〜２．０％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
- 質量％にて，Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．１〜３．０％，Ｚｒ：０．０１〜０．５％の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
- 鋳片厚さの１／４の部位において，柱状晶の平均幅が４ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼の鋳片。
- 請求項１乃至５のいずれかに記載の鋳片から製造されてなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１乃至５のいずれかに記載の鋳片を用いることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 溶鋼中にＭｇＯまたは／および金属Ｍｇを溶鋼１ｔｏｎあたりＭｇ換算で０．３０ｋｇ以上投入することを特徴とする請求項７に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 鋳片を熱間圧延する際，加熱温度Ｔ１を（４）式で決まる温度とし，複数パスから成る粗圧延後の複数パスから成る仕上圧延を８５０℃以下で終了し，７００℃以下で巻き取った後，加熱温度Ｔ２が（５）式で決まる温度で焼鈍を行い，冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ３が（６）式で決まる温度で焼鈍を行うことを特徴とする請求項７又は８に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
１０００≦Ｔ１（℃）≦−８７１４／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］０．５［Ｓ］０．５）−３．４） （４）
−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６）≦Ｔ２（℃）≦１０００
（５）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ３（℃）≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （６） - 鋳片の熱間圧延後，熱延板焼鈍を省略し，ロール径が３００ｍｍ以上の圧延機で圧下率３０％以上の冷間圧延を施した後，加熱温度Ｔ４が（７）式で決まる温度で中間焼鈍を行い，その後所定の板厚まで冷間圧延し，加熱温度Ｔ５が（８）式で決まる温度で最終焼鈍を行うことを特徴とする請求項７又は８に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
７００≦Ｔ４（℃）≦−５０−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （７）
−１００−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） ≦Ｔ５（℃）≦−５４５７／（ｌｏｇ（［Ｔｉ］［Ｃ］）−２．６） （８）
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