JP2010043321A - 加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得るべく案出されたものであり、鋼の成分と集合組織が適正範囲を満足することにより、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】フェライト系ステンレス鋼板を、熱延板焼鈍を省略して圧延率４０％以上の１次冷延、７５０〜９００℃で中間焼鈍，さらに圧延率６０％以上の最終冷延、７５０〜１０００℃で最終焼鈍を行なうことにより、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上になる。また、フェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行ない、次いで仕上げ熱延を行なってから、焼鈍することなく冷延・焼鈍を行なうことで、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅を１００μｍ未満とする。
【選択図】図１
【解決手段】フェライト系ステンレス鋼板を、熱延板焼鈍を省略して圧延率４０％以上の１次冷延、７５０〜９００℃で中間焼鈍，さらに圧延率６０％以上の最終冷延、７５０〜１０００℃で最終焼鈍を行なうことにより、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上になる。また、フェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行ない、次いで仕上げ熱延を行なってから、焼鈍することなく冷延・焼鈍を行なうことで、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅を１００μｍ未満とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板は、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で使用されている。しかしながら、オ−ステナイト系ステンレス鋼板に比べ、成形性に劣るため、用途が限定される場合があった。近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化が可能となり、更にＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、成形性と耐食性を高めたフェライト系ステンレス鋼板は広範囲の成形用途へ適用されつつある。これは、フェライト系ステンレス鋼が屋内環境において良好な耐食性を有し、多量のＮｉを添加するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れるためである。
近年、特許文献１には、極低炭素・窒素化してＴｉを添加したフェライト系ステンレス鋼板の面内異方性を低減し，優れた成形性を兼備するための集合組織およびその製造技術が開示されている。しかし、これらのフェライト系ステンレス鋼板は、深絞りや張出し等の成形性に優れるものの、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して加工後の表面品質は十分でない。これまで、フェライト系ステンレス鋼板の加工後の表面品質は、鋼板をプレス成形した時に圧延方向に沿って生じる微細な凹凸、いわゆるリジングと呼ばれる現象によって著しく劣化すると理解されてきた。そのため、リジングを抑制する方法については、従来から多くの研究開発がなされている。例えば、特許文献２，特許文献３，特許文献４、特許文献５には、リジングを抑制する鋼成分と製造方法について開示されている。
しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善しても、実際の成形用途ではオ−ステナイト系ステンレス鋼板と比べて加工肌荒れを生じやすく、加工後の表面品質を問題視される場合がある。特許文献６には、加工肌荒れ（オレンジピ−ル；粗粒による肌荒れ）を改善する成分系と製造方法あるいは成形方法について開示されている。特許文献６はＴｉとＮｂの複合添加により鋼の結晶粒細粒化域を拡大することによって加工肌荒れを軽減するものである。しかし、これらは低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ＜１６％）に限定されるものであり、厨房機器等に通常使用される中Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ≧１６％）には適用されない。
最近、極低炭素・窒素化した中Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ≧１６％）において、加工肌荒れを改善する成分系と製造方法あるいは成形方法について開示されている。特許文献７は、成形歪量を制御することにより、鋼の結晶粒径に応じて成形歪み量と結晶粒径の関係式を規定し、加工肌荒れを軽減するものである。一方、特許文献８は、成分・析出物を制御して、結晶粒径を２０μｍ以下とする、あるいは、プレス成形方法の選択により、加工肌荒れを改善する鋼板製造方法と成形方法を規定するものである。実際の成形用途において、加工肌荒れを軽減するには、結晶粒径と成形方法を規定する必要がある。
ただし、厨房機器等に通常使用される中Ｃｒフェライト系ステンレス鋼板（Ｃｒ≧１６％），特に近年、極低炭素・窒素化してＴｉ添加したフェライト系ステンレス鋼板において結晶粒径と成形方法を規定する必要のない、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板は未だ出現していないのが現状である。
本発明は、上述した課題を解決し、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、鋼の成分と集合組織を適正範囲に制御することにより、上述した課題を解決し、加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を得るべく案出されたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織で存在する｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下または５０％以上であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（２）さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織を｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満かつ、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向からの幅が１００μｍ未満であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（４）さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（３）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（５）（１）または（２）のいずれかに記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を熱間圧延して熱延板とし、焼鈍することなく酸洗して圧延率４０％以上の１次冷延を施して冷延板とし、７５０〜９００℃で中間焼鈍を１０分以上実施し、さらに圧延率６０％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、７５０〜１０００℃で最終焼鈍することを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）（３）または（４）のいずれかに記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行い、次いで仕上げ熱延を行なってから、冷延・焼鈍を行なうことを特徴とする（３）または（４）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織で存在する｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下または５０％以上であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（２）さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（１）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（３）質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織を｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満かつ、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向からの幅が１００μｍ未満であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（４）さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする（３）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
（５）（１）または（２）のいずれかに記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を熱間圧延して熱延板とし、焼鈍することなく酸洗して圧延率４０％以上の１次冷延を施して冷延板とし、７５０〜９００℃で中間焼鈍を１０分以上実施し、さらに圧延率６０％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、７５０〜１０００℃で最終焼鈍することを特徴とする（１）または（２）のいずれかに記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）（３）または（４）のいずれかに記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行い、次いで仕上げ熱延を行なってから、冷延・焼鈍を行なうことを特徴とする（３）または（４）に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
以下、上記（１）〜（４）の鋼板に係る発明及び（５）、（６）の製造方法に係る発明をそれぞれ本発明という。また、（１）〜（６）の発明を合わせて、本発明ということがある。
（１）〜（４）の本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、成分および集合組織を適正範囲に制御することにより、成形歪量と結晶粒径あるいは成形方法を規定することなく加工肌荒れを低減することができる。このフェライト系ステンレス鋼板は、例えば（５）、（６）の本発明の方法によって、工業的に安定して製造することができる。
本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｔｉを添加した高純度フェライト系ステンレス鋼板に発生する加工肌荒れに及ぼす集合組織の影響について種々検討を行い、下記（ａ）〜（ｈ）の新しい知見を得た。以下、具体的な製造実績に基づいて詳細に説明する。
表１の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を用い、表２に示す製造方法より、鋳片を加熱し、熱間圧延を行ない、板厚３〜６ｍｍの熱延鋼板とした。熱延鋼板は、酸洗後、１次冷延，中間焼鈍，最終冷延，最終焼鈍を施して板厚０．５〜０．８ｍｍの製品とした。製品の表面仕様は２Ｂである。
（ａ）これまで、Ｔｉを添加した高純度フェライト系ステンレス鋼板の結晶粒径を細粒化しても、加工肌荒れ低減に結びつかない場合もあった。このような加工肌荒れの特徴は、凹凸の単位が、素材の結晶粒径より十分大きい。具体的には、結晶粒径２０μｍで凹凸の単位が１００μｍを超える場合も観察された。すなわち、肌荒れの組織単位は結晶粒径で説明できない場合もあった。そこで、本発明者らは、集合組織の詳細な解析を行ない、結晶粒径に代わる肌荒れの組織単位を検証した。
（ｂ）まずＸ線回折法を用いて平均的な集合組織を解析した。解析方法は、結晶方位粒分布関数（Crystallite Orientation Distribution Function、ＯＤＦと呼称される）を求めることである。この関数は、材料座標系に対して結晶粒の方位を一義的に指定する三つの変数（ψ１，φ，ψ２）である。この関数を求めれば、オイラ−角（ψ１，φ，ψ２）の方位を持つ結晶粒の存在量を知ることができる。例えば、ψ２＝４５°断面上において、｛１１１｝＜１１２＞の位置では（３０°、５４．７°）、（９０°、５４．７°）、｛５５４｝＜２２５＞の位置では（３０°、５９．５°）、（９０°、５９．５°）、｛１１２｝＜１１０＞の位置では（０°、３４．７°）、｛００１｝＜１１０＞の位置では（０°、０°）、（９０°、０°）の強度により、存在量を知ることができる。
最終製品板の集合組織を解析すると、下記の（ｉ）、（ii）のような結果が得られた。
（ｉ）｛１１１｝＜１１２＞から｛５５４｝＜２２５＞へかけて強く集積する。
（ii）上記以外の方位として、｛１１２｝＜１１０＞や｛００１｝＜１１０＞も存在する。
最終製品板の集合組織を解析すると、下記の（ｉ）、（ii）のような結果が得られた。
（ｉ）｛１１１｝＜１１２＞から｛５５４｝＜２２５＞へかけて強く集積する。
（ii）上記以外の方位として、｛１１２｝＜１１０＞や｛００１｝＜１１０＞も存在する。
（ｃ）次に、結晶粒毎の結晶方位を可視化できるＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter Diffraction Pattern）方位解析システムにより、前項（ｂ）に記載する（ｉ）と（ii）の方位集団に対応した２つの領域に分割できるような結晶方位マップの表示について検討した。図１は、表２に記載する鋼３に関するものであり、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位とそれ以外の方位からなる領域に分割した場合の結晶方位マップである。図１の黒色部分がＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の領域であり、図１の白色部分がＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の領域である。以下、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒を、「｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒」ともいう。図１中には、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅について、５箇所において白抜き矢印にて示している。図１から、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の領域とそれ以外の方位からなる粒領域は、いずれも板幅方向の幅が１００μｍを超えた大きさであり、前記（ａ）に記載した肌荒れの凹凸に相当する大きさと概ね一致する。また、前記各結晶方位粒の分布形態が、肌荒れの凹凸の分布形態と対応していることも明らかとなった。すなわち、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位からなる領域に分割することで、肌荒れの凹凸に対応する領域（肌荒れの組織単位）を特定することができた。表２には、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の幅を記載している。
（ｄ）前項で述べたＥＢＳＰ法による結晶方位マップを表記して、肌荒れとの関係を考察した。図２は、表２の鋼１〜１１について、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位の面積率と肌荒れとの関係を検討した結果である。肌荒れの判定は、鋼板の圧延方向から０°方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、２０％歪みで圧延方向に平行に引張加工を行い、２０％歪みで発生する表面凹凸を十点平均粗さＲｚで評価した。十点平均粗さＲｚについては、ＪＩＳＢ０６０１−２００１を適用し、測定長さを２ｍｍ、カットオフ値を０．８ｍｍ、測定方向を圧延方向に直角の方向とした。
図２において、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲では、表面粗さＲｚが３μｍ以上となり、加工肌荒れは大きくなる。このように、特定の面積率において肌荒れが大きくなる理由は、この特定範囲においてＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒における板幅方向の幅が１００〜２００μｍと大きく（表２の鋼１〜６）、両者の領域からなる凹凸の大きさ（Ｒｚ）もこれに伴って増加したと理解できる。一方、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上であれば、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒における板幅方向の幅が１００μｍ未満であり、加工肌荒れが小さかったものと推定される。また、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下の場合には、集合組織がランダム化される。そのため、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒における板幅方向の幅は１００μｍ以上であるものの、加工肌荒れを小さく抑えることができる。従って、加工肌荒れを小さくするためには、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を４０％以下または５０％以上とする。
（ｅ）前記したように加工肌荒れを小さくするには、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を５０％以上として両者の領域における板幅方向の幅を低減する、または４０％以下とすることが有効である。しかし、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超から５０％未満の場合であっても、上記方位粒の板幅方向の幅そのものを低減することで加工肌荒れを小さくすることができる。図３は、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の場合において、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅と肌荒れの関係を示したものである。図３から、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅を１００μｍ未満とすれば、Ｒｚは３μｍ未満となり、肌荒れは小さくなる。
（ｆ）（ｄ）に記載するような集合組織を形成するには、熱延板焼鈍を省略した２回冷間圧延工程とするのが好ましい。冷延・焼鈍条件では、１次冷延の冷延率を４０％以上にし、１次冷延後の焼鈍条件を７５０〜９００℃で１０分以上、最終冷延の冷延率を６０％以上、最終冷延後の焼鈍条件を７５０〜１０００℃が有効である。
（ｇ）（ｅ）に記載するような集合組織を形成するには、フェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、熱延条件については粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行ってから仕上げ熱延を行なう。
（ｈ）（ｄ）〜（ｅ）の集合組織を有する場合、０°方向での引張加工後の表面粗さＲｚが３μｍ未満である。これは、加工肌荒れが実用上問題視されないレベルにあるオ−ステナイト系ステンレス鋼、例えばＳＵＳ３０４に匹敵する。表面粗さのしきい値を３μｍと決め、肌荒れの大小を決定した。
前記（１）〜（６）の本発明は、上記（ａ）〜（ｈ）の知見に基づいて完成されたものである。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００２〜０．００５％とする。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかし、固溶強化元素であり、伸びの低下抑制からその含有量は少ないほど良いため、上限を０．６０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、加工性や製造コストを考慮して０．０３〜０．３０％とする。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．３０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、加工性と製造コストを考慮して０．０３〜０．１５％とする。
Ｐは、ＳｉやＭｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．０３５％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とすることが好ましい。さらに好ましくは、製造コストと加工性を考慮して０．０１０〜０．０２０％とする。
Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。そのため、上限は０．０１０％とする。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００１０〜０．００５０％とする。
Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素であり、下限を１６％とする。但し、２２％超の添加は靱性低下により製造性が阻害され、伸びも劣化する。よって、Ｃｒの上限は２２％である。好ましくは、耐食性および製造性と加工性を考慮して１６〜１９％とする。
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とする。但し、過度の低下は凝固時にフェライト粒生成の核となるＴｉＮが析出せず、凝固組織が柱状晶化し、製品板成形時の耐リジング性が劣化する懸念がある。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ことから、下限を０．００１％とすることが好ましい。さらに好ましくは、製造コストと耐食性を考慮して０．００５〜０．０１２％とする。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｐと結合して耐食性、耐粒界腐食性および成形性を向上させるとともに、凝固組織の微細化に寄与するため、下限を０．０１％とする。但し、Ｔｉも固溶強化元素であり、過度の添加は伸びの低下に繋がるため、上限を０．３５％とする。好ましくは、溶接部の粒界腐食性や成形性を考慮して０．１０〜０．２０％である。
Ａｌは、脱酸元素として有効な元素であるため、下限を０．００５％とする。しかし、過度の添加は成形性、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１％とする。好ましくは、精錬コストを考慮して０．０１〜０．０５％である。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの析出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングや本発明の加工肌荒れなどの粗大凝固組織に由来する方位粒を低減できる他、成形性の向上をもたらす。そのため、添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５０％を超えると溶接性が劣化する。ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストを考慮して０．０００２〜０．００２０％とする。
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素であり、添加する場合は０．６％以下とする。０．６％を超えると材料強度を上昇させて延性の低下をもたらす。その効果は、０．０１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や成形性と耐食性を考慮して０．０５〜０．３％とする。
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、添加する場合はそれぞれ２．０％以下とする。２．０％を超えると成形性、特に延性の低下をもたらす。その効果は、それぞれ０．１％から安定して発現する。より好ましくは、製造性や延性を考慮してそれぞれ０．３〜１．５％とする。
Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、Ｔｉ添加鋼への添加は有効である。添加する場合は０．００５％以下とする。０．００５％を超えると延性の低下をもたらす。その効果は、０．０００１％から安定して発現する。より好ましくは、精錬コストや延性を考慮して０．０００３〜０．００３０％である。
（Ｂ）集合組織に関する限定理由を以下に説明する。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分を有し、加工肌荒れを低減するために、集合組織を規定するためのものである。
集合組織は、前記したように、ＥＢＳＰ（Electron Back-Scatter Diffraction Pattern）法を用いて、解析することができる。ＥＢＳＰ法では、試料表面での局所領域における結晶方位を高速的に測定・解析できる方法である。肌荒れの組織単位に適する条件を追求するのに、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位とした理由は、前記（ｂ）に記載する（ｉ）と（ii）の領域を肌荒れ凹凸に相当する領域に分割するためである。分割すると、鋼板の結晶粒径が約２０μｍの場合、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅と、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が１２０μｍ〜２００μｍの範囲となる。この幅は、肌荒れの組織単位に概ね一致する。ＮＤ／／｛５５４｝方位で表示したときの角度を指定した理由は、以下の内容である。例えば、結晶方位を傾ける角度を５°にすると、｛５５４｝方位粒の板幅方向の幅がそれ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分小さく、前記（ｂ）に記載する（ｉ）と（ii）の領域を肌荒れ凹凸に相当する領域に分割できないため、肌荒れの組織単位として適さない。逆に、結晶方位を傾ける角度を１５°にすると、｛５５４｝方位粒の板幅方向の幅がそれ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分大きく、前記（ｂ）に記載する（ｉ）と（ii）の領域を肌荒れ凹凸に相当する領域に分割できないため、肌荒れの組織単位として適さない。よって、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位を肌荒れの組織単位に適する条件として採用した。
｛５５４｝±１０°方位粒の面積率の求め方は以下の通りである。例えば、板厚中心部における板面に平行な面において、板幅方向１０００μｍ、圧延方向３０００μｍの測定領域で倍率１００としてＥＢＳＰ測定し、ＥＢＳＰ方位解析ソフトより直接、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織を、図１のように、｛５５４｝±１０°方位の結晶方位マップとして表示させる。表示させると、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が直接表示する。また、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅の求め方は、ＥＢＳＰ方位解析システムから測定領域においてヒストグラムで表示させて、幅の平均値として採用したものである。
ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下の場合、結晶方位をランダムにすることで、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分小さくなる。このため、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さいことから、加工肌荒れが低減する。従って、加工肌荒れを低減するために、板面に平行な面の｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を４０％以下にすればよい。ただし、加工性については、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下となるため、平均ｒ値は小さく、鋼板をプレス成形することで成形性に劣る。なお、平均ｒ値については、後述に示す。
ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上の場合、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分大きくなる。このため、｛５５４｝±１０°方位粒が多く分布し、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、加工肌荒れが低減する。成形性では、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上の範囲では、平均ｒ値は１．５以上となることから、鋼板をプレス成形することで成形性に優れる。加工肌荒れを低減、かつ成形性に優れるのに好ましい範囲は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒が６０％〜９５％である。より好ましい範囲は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が７０％〜９０％である。
｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲の場合、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、隣接するそれ以外の方位粒の分布は、肌荒れ凹凸に相当する領域として表現できる。ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うことから、加工肌荒れが大きくなる。加工肌荒れを低減するためには、板面に平行な面の｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を４０％以下または５０％以上にすればよい。
｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ以上であれば、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、それに隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うことから、加工肌荒れが大きくなる。ただし、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲であっても、｛５５４｝±１０°方位以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ未満になれば、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、加工肌荒れが低減する。加工肌荒れを低減するためには、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲で、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅を１００μｍ未満とすればよい。
成形性の指標を、平均ｒ値として示す。鋼板より、圧延方向から０°、４５°、９０°方向にＪＩＳ１３Ｂ号試験片を採取し、それぞれの引張方向において伸び歪１６％の加工により、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠してｒ値を測定した。各引張方向のｒ値から１式より算出した平均ｒ値として表す。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ １式
ここで、ｒ0は圧延方向から０°方向のｒ値、ｒ45は圧延方向から４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向から９０°方向のｒ値である。前述のように、加工肌荒れが小さくかつ成形性に優れるのは、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上のみの集合組織のみである。加工肌荒れが小さくかつ成形性に優れる両特性を満たす、より好ましい範囲は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が７０％〜９０％で、それ以外の方位粒での板幅方向からの幅が６０μｍ未満である。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ １式
ここで、ｒ0は圧延方向から０°方向のｒ値、ｒ45は圧延方向から４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向から９０°方向のｒ値である。前述のように、加工肌荒れが小さくかつ成形性に優れるのは、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が５０％以上のみの集合組織のみである。加工肌荒れが小さくかつ成形性に優れる両特性を満たす、より好ましい範囲は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が７０％〜９０％で、それ以外の方位粒での板幅方向からの幅が６０μｍ未満である。
（Ｃ）製造方法
前記（Ａ）項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、素材および加工後に前記（Ｂ）項に記載の集合組織とするためには、以下の製造条件が好ましい。
前記（Ａ）項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、素材および加工後に前記（Ｂ）項に記載の集合組織とするためには、以下の製造条件が好ましい。
ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を５０％以上とする本発明の集合組織を形成するには、熱延板焼鈍を省略した２回の冷間圧延工程とすることが好ましい。１次冷延と最終冷延の間には、中間焼鈍を行う。以下、「第１発明方法」という。
１次冷延の圧延率は、続く中間焼鈍で再結晶促進するために４０％以上とする。好ましくは４５％以上とする。１次冷延の圧延率を高くすると、熱延板の板厚や最終冷延の圧延率に制約が生じるため６０％以下とする。中間焼鈍は、再結晶を促進するために７５０℃以上とする。中間焼鈍時間は、中間焼鈍温度を低温にしても、細粒の再結晶組織を得る必要があるため、１０分以上とする。１０分未満であれば、粗粒の未再結晶組織が残る。より好ましくは、結晶粒径の粗大化を防止するために、焼鈍温度の上限は９００℃とする。
最終冷延の圧延率は、本発明の集合組織を発達させるために６０％以上とする。最終冷延の圧延率を高くすると、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位を発達させることができ、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位の面積率が５０％以上となるため、平均ｒ値が大きくなる。好ましくは７０％以上とする。より好ましくは７５％以上である。最終冷延の圧延率を６０％未満にすると、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位が発達しにくく、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位の面積率が４０％以下となるため、平均ｒ値が小さくなる。最終焼鈍は、再結晶下限温度の７５０℃以上とし、粗粒化を防止するために１０００℃以下とする。
冷間圧延は、可逆式の２０段ゼンジミア圧延機や６段あるいは１２段圧延機でも、複数パスを連続的に圧延するタンデム圧延機で実施しても良い。本発明の集合組織を形成するには、ワークロール径は大きい方が好ましい。そのため、ワークロール径は２００ｍｍ以上とする。このような大径ロ−ル圧延は、１次冷延時に実施することがより好ましい。
最終冷延後の製品板厚は、特に規定するものでない。但し、本発明鋼の成形用途への適用を意図すると、製品板厚は０．５ｍｍ以上であることが好ましい。
｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下である本発明の集合組織を形成する製造方法について説明する。｛５５４｝±１０°方位粒の面積率を４０％以下にするためには、冷延の圧延率を６０％未満とすればよい。冷間圧延工程は１回でも２回でも良い。冷間圧延を２回行う場合には、最終冷延の圧延率を６０％未満とすればよい。以下、「第２発明方法」という。
｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満かつ、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ未満である本発明の集合組織を形成する製造方法について説明する。
熱間圧延前の鋳片加熱温度は１０５０℃以上、１２００℃以下とする。１０５０℃未満の場合、熱間変形抵抗が高くなり熱延負荷が大きくなるとともに、焼き付き疵を発生する場合がある。１２００℃を超える場合、結晶粒径が粗粒化する。
本発明の集合組織を形成するには、粗熱延開始温度を１０００℃以上、１１５０℃以下とし、粗熱延途中に９００℃〜１１００℃で５分間以上に滞留し、粗熱延途中以降でのパス間における熱延板組織を、再結晶組織とする必要がある。このことは、凝固組織中に存在する｛００１｝方位粒を粉砕・細分化して、粗熱延後の再結晶組織を促進させることにより、冷延・焼鈍後において｛５５４｝±１０°方位を発達させ、それ以外の方位粒の板幅方向の幅が低減できることに有効に作用する。以下、「第３発明方法」という。
この場合、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％超〜５０％未満であるから、冷間圧延は１回であっても構わない。冷間圧延を２回行う場合、中間焼鈍条件についても特に規定することはない。
（実施例１）
本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。
本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。
表１の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を用い、表２に示す製造方法より、鋳片を加熱し、熱間圧延を行ない、板厚３〜６ｍｍの熱延鋼板とした。熱延鋼板は、酸洗後、１次冷延，中間焼鈍，最終冷延，最終焼鈍を施して板厚０．５〜０．８ｍｍの製品とした。製品の表面仕様は２Ｂである。熱間圧延および熱延鋼板から製品の製造は、本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。表２において、「−」は工程を省くことを意味する。
表２に記載する製造方法より、鋼１〜８は、熱延板焼鈍を実施していることを示している。鋼１、２、７は１回の冷延工程で製造していることを表す。これら鋼１〜８は、熱延板焼鈍を実施する常用の製造方法であり、加工肌荒れの比較に用いた。
図２に、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率と加工肌荒れの関係を示す。表２より、鋼７〜８では、熱延板焼鈍した後に、冷間圧延・焼鈍を１回または２回行なったものである。最終冷延率が６０％未満であって第２発明方法を満たしている。その結果、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位が発達しにくい。結晶方位をランダムにすることで、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分小さくなる。この場合での、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％以下の範囲となり、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、加工肌荒れが小さくなる。よって、鋼７、８は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％以下の範囲で、Ｒｚが３μｍ未満としてプロットされる。
鋼９〜１１は、熱延板焼鈍を省略した２回冷間圧延・焼鈍を行なったものであり、第１発明方法を満たしている。冷延・焼鈍条件では、１次冷延の冷延率を４０％以上にし、１次冷延後の焼鈍条件を７５０〜９００℃で１０分以上、最終冷延の冷延率を６０％以上、最終冷延後の焼鈍条件を７５０〜９００℃とする。この製造条件で行なうと、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位を発達させることができ、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分大きくなる。この場合、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位の面積率は５０％以上の範囲となり、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、加工肌荒れが小さくなる。｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分大きくなることから、加工肌荒れが小さくなる。よって、鋼９〜１１は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は５０％以上の範囲で、Ｒｚが３μｍ未満としてプロットされる。
鋼１〜６は、熱延板焼鈍後に、冷間圧延・焼鈍を１回または２回行なったものである。熱延板焼鈍後に、冷延率・焼鈍温度関係なく、冷延・焼鈍を行なうと、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％超〜５０％未満の範囲に入る。この範囲で、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、それに隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うことから、Ｒｚが３μｍ以上となり、加工肌荒れが大きくなる。よって、鋼１〜６は、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％超〜５０％未満の範囲で、Ｒｚが３μｍ以上としてプロットされる。
図３は、鋼１〜６と鋼１２〜１４についてプロットしたものであり、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の場合の、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅と肌荒れの関係を示す。前述で述べた通り、鋼１〜６では、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うため、加工肌荒れが大きくなる。一方、鋼１２〜１４は第３発明方法を満たしており、粗熱延途中に長時間滞留を行ない、仕上げ熱延を行なうことで、熱延条件を制御し、焼鈍することなく冷延・焼鈍を行なっているので、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲に入り、それ以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ未満になる。この場合では、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、加工肌荒れが小さくなる。よって、鋼１２〜１４は、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲で、Ｒｚが３μｍ未満としてプロットされる。
（実施例２）
本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。
本発明の製造方法を実施して、本発明の集合組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。
表３の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を用い、表４に示す製造方法より、鋳片を加熱し、熱間圧延を行い板厚３〜６ｍｍの熱延鋼板とした。熱延鋼板は、酸洗後、１次冷延，中間焼鈍，最終冷延，最終焼鈍を施して板厚０．５〜０．８ｍｍの製品とした。製品の表面仕様は２Ｂである。化学成分、熱間圧延および熱延鋼板から製品の製造は、本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。表３、表４において、アンダーラインは本発明の範囲外であることを意味する。また表４において、「−」は工程を省くことを意味する。評価結果を表５に示す。肌荒れの判定は、０°引張加工後の表面粗さＲｚが３μｍ未満であれば○と表示し、３μｍ以上であれば×と表示した。
製造Ｎｏ．１０は、熱延板焼鈍を省略した後に、冷間圧延・焼鈍を２回行なったものである。最終冷延率を６０％未満にし、第２発明方法を具備する。そのため、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位が発達しにくい。結晶方位をランダムにすることで、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分小さくなる。この場合での、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒の面積率は４０％以下の範囲となり、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、本発明で規定する集合組織を満たす。
製造Ｎｏ．１は、本発明の第１発明方法で規定する、熱延板焼鈍を省略した２回冷間圧延・焼鈍を行なったものである。冷延・焼鈍条件では、１次冷延の冷延率を４０％以上にし、１次冷延後の焼鈍条件を７５０〜９００℃で１０分以上、最終冷延の冷延率を６０％以上、最終冷延後の焼鈍条件を７５０〜９００℃とする。この製造条件で行なうと、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位を発達させることができ、｛５５４｝±１０°方位粒の板幅方向の幅が、それ以外の方位粒の板幅方向の幅より十分大きくなる。この場合、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位の面積率は５０％以上の範囲となり、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、本発明で規定する集合組織を満たす。
製造Ｎｏ．２、４、５は製造Ｎｏ．１の製造条件のうち、１つの条件を第１発明方法の範囲外として実施したものであり、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、それに隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うため、本発明で規定する集合組織を満たさない。また、製造Ｎｏ．３は熱延板焼鈍を行っている点が第１発明方法と相違し、冷延・焼鈍を２回実施しても、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、それに隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うため、本発明で規定する集合組織を満たさない。よって、製造Ｎｏ．２〜５を比較例と称する。
製造Ｎｏ．６、１２は、本発明で規定する第３発明方法を具備し、粗熱延途中に長時間滞留し、仕上げ熱延を行なってから、冷延・焼鈍を行なったものである。上記の製造条件を実施すると、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、それ以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ未満になる。よって、｛５５４｝±１０°方位粒とそれ以外の方位粒との塑性異方性の違いが小さくなるため、本発明で規定する集合組織を満たす。
製造Ｎｏ．７〜９は、第３発明方法の製造条件のうち、１つの条件を範囲外として実施すると、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満の範囲において、ＮＤ／／｛５５４｝±１０°方位粒と、それに隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が肌荒れの組織単位に合うため、本発明で規定する集合組織を満たさない。よって、製造Ｎｏ．７〜９を比較例と称する。
なお、Ｎｏ．６〜９は冷延中間焼鈍温度が高く、Ｎｏ．１２は熱延板焼鈍を行っており、それらの点で第１発明方法からは外れている。
製造Ｎｏ．１１は、本発明で規定する、粗熱延途中に長時間滞留し、仕上げ熱延を行なってから、熱延板焼鈍を省略し、２回冷間圧延・焼鈍を行なったものであり、第１発明方法と第３発明方法をともに満足する。上記の製造条件を実施すると、｛５５４｝±１０°方位粒の面積率とそれ以外の方位粒の板幅方向の幅は、成形性に優れ、かつ肌荒れに優れるのに、より好ましい範囲内に入る。
製造Ｎｏ．１３〜１８は、本発明に規定する成分を有し、本発明で規定する製造条件で実施すると、本発明に規定する集合組織を満たす。上記の製造Ｎｏ．１、６、１０〜１２と同様に、比較例より加工肌荒れは低減され、ＳＵＳ３０４に匹敵する程度まで加工肌荒れが低減していることも分かる。
製造Ｎｏ．１９〜２３は比較例を示す。製造Ｎｏ．１９〜２１は、本発明に規定する化学成分を満たしていないため、本発明に製造条件で製造すると、本発明に規定する集合組織を満たすものの肌荒れが判定基準（Ｒｚが３μｍ未満）を満たさない。Ｎｏ．２２，２３は、本発明に規定する化学成分を満たしていないため、本発明に規定する製造条件で行っても、本発明に規定する集合組織を満たさない。
本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼板の優れた成形性を生かしつつ、実用上満足のゆく加工肌荒れの低減が可能となり、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して経済性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の加工用途への適応を図ることが出来る。
Claims (6)
- 質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織で存在する｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％以下または５０％以上であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量％にて、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１６〜２２％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部における板面に平行な面の集合組織を｛５５４｝±１０°方位粒の面積率が４０％超〜５０％未満かつ、｛５５４｝±１０°方位粒に隣接するそれ以外の方位粒の板幅方向の幅が１００μｍ未満であることを特徴とする加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項３に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１または２のいずれかの鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を熱間圧延して熱延板とし、焼鈍することなく酸洗して圧延率４０％以上の１次冷延を施して冷延板とし、７５０〜９００℃で中間焼鈍を１０分以上実施し、さらに圧延率６０％以上の最終冷延を行って最終冷延板とし、７５０〜１０００℃で最終焼鈍することを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 請求項３または４のいずれかの鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼鋳片を１０５０〜１２００℃の範囲に加熱し、粗熱延開始温度を１０００〜１１５０℃とし、粗熱延途中に９００〜１１００℃で５分間以上滞留を行い、次いで仕上げ熱延を行なってから、冷延・焼鈍を行なうことを特徴とする請求項３または４に記載の加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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