JP2020015945A

JP2020015945A - Ferritic stainless steel plate and method for producing the same

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Publication number: JP2020015945A
Application number: JP2018139228A
Authority: JP
Inventors: 知洋石井; Tomohiro Ishii; 光幸藤澤; Mitsuyuki Fujisawa; 杉原　玲子; Reiko Sugihara; 玲子杉原
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2018-07-25
Filing date: 2018-07-25
Publication date: 2020-01-30
Anticipated expiration: 2038-07-25
Also published as: JP6809513B2

Abstract

To provide a ferritic stainless steel plate that has excellent initial rusting resistance while containing Ti and having a reduced thickness.SOLUTION: A ferritic stainless steel plate has a predetermined composition of components, and has a density of presence of TiN aggregates on the plate surface of 50/mmor less.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、耐初期発銹性に優れたフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。 The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet having excellent initial rust resistance.

フェライト系ステンレス鋼は、その優れた耐食性および価格安定性から、自動車部品、厨房機器、電気機器や建材建具などの様々な用途に使用されている。 Ferritic stainless steels are used in various applications such as automobile parts, kitchen appliances, electric appliances and building materials and fittings because of their excellent corrosion resistance and price stability.

このようなフェライト系ステンレス鋼として、例えば、特許文献１には、
「C：0.02wt％以下、Si：1.0 wt％以下、Mn：1.0 wt％以下、Cr：５〜50wt％、P：0.05wt％以下、S：0.015 wt％以下、N：0.02wt％以下、Al：0.005 wt％以下、O：0.01wt％以下、Ti：0.08wt％以上かつ６×（C＋N）以上、0.5 wt％以下、Ni, CuおよびCoのうちから選んだ少なくとも１種：0.1 〜1.0 wt％、Ca：0.0005〜0.0050wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90wt％、Al₂O₃：50wt％以下およびCaO：５〜50wt％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性と成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。 As such a ferritic stainless steel, for example, in Patent Document 1,
"C: 0.02 wt% or less, Si: 1.0 wt% or less, Mn: 1.0 wt% or less, Cr: 5 to 50 wt%, P: 0.05 wt% or less, S: 0.015 wt% or less, N: 0.02 wt% or less, Al: 0.005 wt% or less, O: 0.01 wt% or less, Ti: 0.08 wt% or more and 6 × (C + N) or more, 0.5 wt% or less, at least one selected from Ni, Cu and Co: 0.1 to 1.0 wt%, Ca: 0.0005 to 0.0050 wt%, and the balance substantially has a Fe composition. The composition of oxide inclusions caused by deoxidation products in steel is Ti oxide: 20 to _{_{90wt%, Al 2 O 3:}} 50wt% or less, and CaO: 5-50 wt% surface properties which satisfies the range of the good corrosion resistance moldability excellent ferritic stainless steel ".
Is disclosed.

特開2000−1758号公報JP 2000-1758 A

ところで、近年、自動車部品には、部品重量の軽減やコスト低減の目的から、薄肉化が要望されている。
自動車部品のうち、自動車排気系部品では、耐食性を確保する観点から、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板が使用される場合がある。
しかし、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板を薄肉化すると、耐初期発銹性が低下する場合があり、この点が問題となっているのが現状である。 By the way, in recent years, there has been a demand for thinner automotive parts for the purpose of reducing the weight of parts and reducing costs.
Among automobile parts, Ti-containing ferritic stainless steel sheets are sometimes used for automobile exhaust system parts from the viewpoint of ensuring corrosion resistance.
However, when the thickness of the Ti-containing ferritic stainless steel sheet is reduced, the initial rust resistance may decrease, and this point is a problem at present.

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、Tiを含有し、かつ、板厚を薄くしても、優れた耐初期発銹性が得られるフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。 The present invention has been developed in view of the above situation, and contains a Ti-containing ferritic stainless steel sheet having excellent initial rust resistance even when the sheet thickness is reduced. It is intended to be provided together with a simple manufacturing method.

さて、発明者らは、上記課題を解決するために種々検討を重ね、以下の知見を得た。
１）ステンレス鋼板の初期発銹は、表面欠陥や介在物に起因した不動態皮膜の異常部から起こる場合が多い。
２）Ti含有フェライト系ステンレス鋼板では、鋼板表面に露出したTiNが、発銹の起点となる場合がある。
３）特に、薄肉化のため、製造過程での冷間圧延の圧下率を高くすると、冷間圧延時に熱延板の表層部に位置するTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（以下、破砕TiNともいう）が圧延方向に連なって図１のようなTiN集合体を形成する。
破砕TiN同士の間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が大幅に低下する。 The inventors have conducted various studies to solve the above-mentioned problems, and have obtained the following findings.
1) The initial rust of a stainless steel sheet often occurs from an abnormal portion of the passive film caused by surface defects or inclusions.
2) In a Ti-containing ferritic stainless steel sheet, TiN exposed on the steel sheet surface may be a starting point of rust.
3) In particular, when the rolling reduction of the cold rolling in the manufacturing process is increased to reduce the thickness, the TiN located on the surface layer of the hot-rolled sheet is crushed during the cold rolling, and the crushed fine TiN , Crushed TiN) continues in the rolling direction to form a TiN aggregate as shown in FIG.
It is difficult for stainless steel of ground iron to enter between the crushed TiNs, so that a gap is formed between the crushed TiNs. The gap serves as a starting point of rust, and the initial rust resistance is greatly reduced.

そこで、発明者らは、上記の知見を基に、種々の実験を行い、さらに検討を重ねた。
その結果、
４）鋼板表面において破砕TiNの発生を極力抑制する、具体的には、破砕TiNを含む微細なTiNから構成されるTiN集合体の鋼板表面での存在密度を50個/mm²以下に抑制すれば、板厚を薄くしても優れた耐初期発銹性が得られる、
ことを知見した。
また、
５）鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を50個/mm²以下に抑制するには、Ti含有量を適正な範囲に調整するとともに、冷間圧延前に、TiNが多く分布する熱延板の表層部、具体的には、鋼板表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、かつ、冷間圧延における総圧下率を60〜85％としつつ、１パス当たりの圧下率を25％以下することが極めて重要であり、
これによって、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数、ひいては、最終製品段階で鋼板表面に露出するTiNが減少し、その結果、優れた耐初期発銹性を得ることが可能になる、
との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。 Therefore, the inventors conducted various experiments based on the above findings, and further studied.
as a result,
4) Suppress the generation of crushed TiN on the steel sheet surface as much as possible. Specifically, the density of TiN aggregates composed of fine TiN including crushed TiN on the steel sheet surface should be suppressed to 50 pieces / mm ² or less. Even if the sheet thickness is reduced, excellent initial rust resistance can be obtained.
I found that.
Also,
5) In order to reduce the density of TiN aggregates on the steel sheet surface to 50 pieces / mm ² or less, adjust the Ti content to an appropriate range and, before cold rolling, hot rolling with a large distribution of TiN. The surface layer portion of the plate, specifically, at least a region having a depth of at least 15 μm from the surface of the steel plate is removed, and the total reduction ratio in cold rolling is set to 60 to 85% while the reduction ratio per pass is set to 25. % Is extremely important,
As a result, the number of TiNs crushed during cold rolling in the surface layer of the steel sheet, and thus the TiN exposed on the steel sheet surface in the final product stage, is reduced, and as a result, excellent initial rust resistance can be obtained. Become,
I got the knowledge.
The present invention has been completed based on the above findings, and further studied.

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
C：0.001〜0.030％、
Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.01〜0.60％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
Cr：17.0〜24.0％、
Ni：0.01〜0.60％、
Al：0.01〜0.15％、
Ti：0.25〜0.35％および
N：0.001〜0.020％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
鋼板表面でのTiN集合体の存在密度が50個/mm²以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。 That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. In mass%,
C: 0.001-0.030%,
Si: 0.01 to 0.60%,
Mn: 0.01 to 0.60%,
P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: 17.0-24.0%,
Ni: 0.01-0.60%,
Al: 0.01-0.15%,
Ti: 0.25-0.35% and
N: 0.001 to 0.020%
Having a component composition in which the balance is Fe and inevitable impurities,
A ferritic stainless steel sheet in which the density of TiN aggregates on the steel sheet surface is 50 / mm ² or less.
Here, the TiN aggregate refers to a region in which the rolling direction is the length direction and the direction perpendicular to the rolling direction is the width direction when the surface of the steel sheet is observed, and the grain length is 0.5 μm in a region of length: 30 μm × width: 10 μm. This means that there are five or more TiNs.

２．前記成分組成が、さらに質量％で、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 2. Wherein the component composition further comprises
Mo: 0.01-2.50%,
Cu: 0.01-1.00%,
Co: 0.01-0.50% and
W: 0.01-0.50%
2. The ferritic stainless steel sheet according to the above item 1, comprising one or more selected from the group consisting of:

３．前記成分組成が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 3. Wherein the component composition further comprises
Nb: 0.01 to 0.50%,
V: 0.01-0.50%,
Zr: 0.01-0.50%,
REM: 0.001-0.10%,
B: 0.0003-0.0030% and
Ca: 0.0003-0.0030%
3. The ferritic stainless steel sheet according to the above 1 or 2, comprising one or more selected from the group consisting of:

４．板厚が0.1〜1.2mmである、前記１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 4. 4. The ferritic stainless steel sheet according to any one of the above items 1 to 3, having a thickness of 0.1 to 1.2 mm.

５．前記１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする、熱間圧延工程と、
該熱延板の表層部を除去する、表層部除去工程と、
該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする、冷間圧延工程と
をそなえ、
前記表層部除去工程では、前記熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、
前記冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を25％以下とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 5. A method for producing a ferritic stainless steel sheet according to any one of the above items 1 to 4,
A hot rolling step, wherein the steel slab having the component composition according to any one of the above 1 to 4, is hot-rolled into a hot-rolled sheet,
Removing a surface layer portion of the hot rolled sheet, a surface layer portion removing step,
Cold rolling the hot-rolled sheet into a cold-rolled sheet, comprising a cold rolling step,
In the surface layer removing step, at least a region from the surface of the hot-rolled sheet to a depth: 15μm is removed,
A method for producing a ferritic stainless steel sheet, wherein in the cold rolling step, a total draft is 60 to 85%, and a draft per pass is 25% or less.

本発明によれば、板厚が薄く、耐初期発銹性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、自動車排気系部品に好適に使用できるので、自動車の重量軽減やコスト低減などの面で極めて有利である。 According to the present invention, a ferritic stainless steel sheet having a small thickness and excellent initial rust resistance can be obtained.
Further, since the ferritic stainless steel sheet of the present invention can be suitably used for automobile exhaust system parts, it is extremely advantageous in terms of weight reduction and cost reduction of automobiles.

表２のＮｏ．１の供試材の表面を、SEMの反射電子を用いて4000倍で観察したときの反射電子像の一例である。No. of Table 2 1 is an example of a backscattered electron image when the surface of the sample No. 1 is observed at a magnification of 4000 using SEM backscattered electrons.

本発明のフェライト系ステンレス鋼板を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。 The ferritic stainless steel sheet of the present invention will be described based on the following embodiments.
First, the component composition of a ferritic stainless steel sheet will be described. In addition, the unit of the content of each element in the component composition of the ferritic stainless steel sheet is "% by mass", but hereinafter, it is simply indicated by "%" unless otherwise specified.

C：0.001〜0.030％
Cは、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、C含有量が0.001％以上で得られる。しかし、C含有量が0.030％を超えると、加工性が低下する。そのため、C含有量は0.001〜0.030％とする。
C含有量の下限は、好ましくは0.003％、より好ましくは0.005％である。
また、C含有量の上限は、好ましくは0.020％、より好ましくは0.015％である。 C: 0.001 to 0.030%
C has the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening. The effect is obtained when the C content is 0.001% or more. However, when the C content exceeds 0.030%, the processability decreases. Therefore, the C content is set to 0.001 to 0.030%.
The lower limit of the C content is preferably 0.003%, more preferably 0.005%.
Further, the upper limit of the C content is preferably 0.020%, more preferably 0.015%.

Si：0.01〜0.60％
Siは、脱酸に有用な元素である。その効果は、Si含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Si含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Siの含有量は0.01〜0.60％とする。
Si含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Si含有量の上限は、好ましくは0.30％、より好ましくは0.20％である。 Si: 0.01 to 0.60%
Si is a useful element for deoxidation. The effect is obtained when the Si content is 0.01% or more. However, when the Si content exceeds 0.60%, the workability decreases. Therefore, the content of Si is set to 0.01 to 0.60%.
The lower limit of the Si content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
Further, the upper limit of the Si content is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.

Mn：0.01〜0.60％
Mnは、鋼の強度を高める効果がある。その効果は、Mn含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mn含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Mnの含有量は0.01〜0.60％とする。
Mn含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Mn含有量の上限は、好ましく0.40％、より好ましくは0.20％である。 Mn: 0.01 to 0.60%
Mn has the effect of increasing the strength of steel. The effect is obtained when the Mn content is 0.01% or more. However, when the Mn content exceeds 0.60%, the processability decreases. Therefore, the content of Mn is set to 0.01 to 0.60%.
The lower limit of the Mn content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
Further, the upper limit of the Mn content is preferably 0.40%, more preferably 0.20%.

P：0.05％以下
Pは、ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素である。よって、Pは極力少ない方が好ましく、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下である。より好ましくは0.03％以下である。 P: 0.05% or less
P is an element that reduces the corrosion resistance of stainless steel. Therefore, P is preferably as small as possible, and the P content is set to 0.05% or less. Preferably it is 0.04% or less. It is more preferably at most 0.03%.

S：0.01％以下
Ｓは、MnSなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、耐食性を低下させる元素である。よって、Sは極力少ない方が好ましく、S含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.007％以下である。より好ましくは0.005％以下である。 S: 0.01% or less S is an element that exists in steel as a sulfide-based inclusion such as MnS and reduces the corrosion resistance. Therefore, S is preferably as small as possible, and the S content is set to 0.01% or less. Preferably it is 0.007% or less. More preferably, it is 0.005% or less.

Cr：17.0〜24.0％
Crは、ステンレス鋼の耐食性に大きく影響する重要な元素である。ここで、不動態皮膜の形成により良好な耐食性を得るため、Cr含有量は17.0％以上とする必要がある。一方、Crを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Cr含有量は24.0％以下とする。
Cr含有量の下限は、好ましく18.0％。より好ましくは19.0％である。
また、Cr含有量の上限は、好ましくは22.0％、より好ましくは21.0％である。 Cr: 17.0-24.0%
Cr is an important element that greatly affects the corrosion resistance of stainless steel. Here, in order to obtain good corrosion resistance by forming a passivation film, the Cr content needs to be 17.0% or more. On the other hand, when Cr is excessively contained, the workability is reduced. For this reason, the Cr content is set to 24.0% or less.
The lower limit of the Cr content is preferably 18.0%. More preferably, it is 19.0%.
The upper limit of the Cr content is preferably 22.0%, more preferably 21.0%.

Ni：0.01〜0.60％
Niは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Ni含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Ni含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。よって、Ni含有量は0.01〜0.60％とする。
Ni含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Ni含有量の上限は、好ましくは0.40％、より好ましくは0.20％である。 Ni: 0.01 to 0.60%
Ni is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel. The effect is obtained when the Ni content is 0.01% or more. However, when the Ni content exceeds 0.60%, the workability decreases. Therefore, the Ni content is set to 0.01 to 0.60%.
The lower limit of the Ni content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
Further, the upper limit of the Ni content is preferably 0.40%, more preferably 0.20%.

Al：0.01〜0.15％
Alは脱酸に有用な元素である。その効果は、Al含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Al含有量が0.15％を超えると、フェライトの結晶粒径が増大しやすくなり、加工の際の加工部の肌荒れが悪化する。よって、Al含有量は0.01〜0.15％とする。
Al含有量の下限は、好ましくは0.02％、より好ましくは0.04％である。
また、Al含有量の上限は、好ましくは0.10％、より好ましくは0.08％である。 Al: 0.01 to 0.15%
Al is an element useful for deoxidation. The effect is obtained when the Al content is 0.01% or more. However, when the Al content exceeds 0.15%, the crystal grain size of the ferrite tends to increase, and the roughness of the processed portion during processing deteriorates. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.15%.
The lower limit of the Al content is preferably 0.02%, more preferably 0.04%.
The upper limit of the Al content is preferably 0.10%, more preferably 0.08%.

Ti：0.25〜0.35％
Tiは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素であり、良好な耐食性を得るために必要な元素である。その効果は、Ti含有量が0.25％以上で得られる。
一方、Ti含有量が増えると、鋼板の製造過程において、溶鋼中からTiNが晶出して、粒径が数μｍにもなるTiNが鋼中に生成しやすくなる。このような粗大なTiNは、高い圧下率の冷間圧延を行うと破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なって鋼板の表層部に存在するようになる。
上述したとおり、かような破砕TiNの間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が低下する。特に、Ti含有量が0.35％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。
よって、Ti含有量は0.25〜0.35％とする。
Ti含有量の下限は、好ましくは0.27％である。
また、Ti含有量の上限は、好ましくは0.33％、より好ましくは0.30％である。 Ti: 0.25 to 0.35%
Ti is an element that binds preferentially to C and N and suppresses a decrease in corrosion resistance due to precipitation of Cr carbonitride, and is an element necessary for obtaining good corrosion resistance. The effect is obtained when the Ti content is 0.25% or more.
On the other hand, when the Ti content increases, TiN is crystallized out of the molten steel in the process of producing the steel sheet, and TiN having a particle size of several μm is easily generated in the steel. Such coarse TiN is crushed when cold rolling is performed at a high rolling reduction, and the crushed fine TiN (crushed TiN) continues in the rolling direction and exists on the surface layer of the steel sheet.
As described above, the stainless steel of the ground iron hardly enters between such crushed TiNs, and therefore, a gap is formed between the crushed TiNs. The gap serves as a starting point of rust, and the initial rust resistance is reduced. In particular, if the Ti content exceeds 0.35%, the amount of crushed TiN increases, and good initial rust resistance cannot be obtained.
Therefore, the Ti content is set to 0.25 to 0.35%.
The lower limit of the Ti content is preferably 0.27%.
Further, the upper limit of the Ti content is preferably 0.33%, more preferably 0.30%.

N：0.001〜0.020％
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、N含有量が0.001％以上で得られる。しかし、N含有量が0.020％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。よって、N含有量は0.001〜0.020％とする。
N含有量の下限は、好ましくは0.002％、より好ましくは0.004％である。
また、N含有量の上限は、好ましくは0.015％である。 N: 0.001 to 0.020%
Like N, N has the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening. The effect is obtained when the N content is 0.001% or more. However, if the N content exceeds 0.020%, the amount of crushed TiN increases, and good initial rust resistance cannot be obtained. Therefore, the N content is set to 0.001 to 0.020%.
The lower limit of the N content is preferably 0.002%, more preferably 0.004%.
The upper limit of the N content is preferably 0.015%.

以上、基本成分について説明したが、上記の基本成分に加え、
必要に応じて、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種もしくは２種以上を適宜含有させることができる。
また、必要に応じて、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を、適宜含有させることができる。 As described above, the basic components have been described. In addition to the above basic components,
If necessary,
Mo: 0.01-2.50%,
Cu: 0.01-1.00%,
Co: 0.01-0.50% and
W: 0.01-0.50%
One or two or more selected from the above may be appropriately contained.
Also, if necessary,
Nb: 0.01 to 0.50%,
V: 0.01-0.50%,
Zr: 0.01-0.50%,
REM: 0.001-0.10%,
B: 0.0003-0.0030% and
Ca: 0.0003-0.0030%
One or more selected from the above may be appropriately contained.

Mo：0.01〜2.50％
Moは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Mo含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mo含有量が2.50％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Moを含有する場合は、Mo含有量を0.01〜2.50％とする。
Mo含有量の下限は、より好ましくは0.10％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Mo含有量の上限は、より好ましくは2.00％、さらに好ましくは1.00％である。 Mo: 0.01-2.50%
Mo is an element that promotes the passivation of the passivation film and improves the corrosion resistance of stainless steel. The effect is obtained when the Mo content is 0.01% or more. However, when the Mo content exceeds 2.50%, the strength is excessively increased, and the workability is reduced. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is set to 0.01 to 2.50%.
The lower limit of the Mo content is more preferably 0.10%, and still more preferably 0.30%.
Further, the upper limit of the Mo content is more preferably 2.00%, further preferably 1.00%.

Cu：0.01〜1.00％
Cuは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Cu含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Cu含有量が1.00％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Cuを含有する場合は、Cu含有量を0.01〜1.00％とする。
Cu含有量の下限は、より好ましくは0.20％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Cu含有量の上限は、より好ましくは0.80％、さらに好ましくは0.50％である。 Cu: 0.01-1.00%
Cu is an element that promotes the passivation of the passivation film and improves the corrosion resistance of stainless steel. The effect is obtained when the Cu content is 0.01% or more. However, when the Cu content exceeds 1.00%, the strength is excessively increased, and the workability is reduced. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 0.01 to 1.00%.
The lower limit of the Cu content is more preferably 0.20%, and still more preferably 0.30%.
Further, the upper limit of the Cu content is more preferably 0.80%, further preferably 0.50%.

Co：0.01〜0.50％
Coは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる元素である。その効果は、Co含有量が0.01％で得られる。一方、Co含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する一方、加工性が低下する。そのため、Coを含有する場合は、Co含有量を0.01〜0.50％とする。
Co含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Co含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。 Co: 0.01-0.50%
Co is an element that improves the crevice corrosion resistance of stainless steel. The effect is obtained when the Co content is 0.01%. On the other hand, if the Co content exceeds 0.50%, the effect is saturated, but the processability is reduced. Therefore, when Co is contained, the Co content is set to 0.01 to 0.50%.
The lower limit of the Co content is more preferably 0.10%.
Further, the upper limit of the Co content is more preferably 0.30%, further preferably 0.20%.

W：0.01〜0.50％
Wは、Moと同様に、耐食性を向上させる効果がある。その効果は、W含有量が0.01％以上で得られる。しかし、W含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Wを含有する場合は、W含有量を0.01〜0.50％とする。 W: 0.01-0.50%
W has an effect of improving the corrosion resistance similarly to Mo. The effect is obtained when the W content is 0.01% or more. However, when the W content exceeds 0.50%, the strength is excessively increased, and the workability is reduced. Therefore, when W is contained, the W content is set to 0.01 to 0.50%.

Nb：0.01〜0.50％
Nbは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Nb含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Nb含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Nbを含有する場合は、Nb含有量を0.01〜0.50％とする。
Nb含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Nb含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。 Nb: 0.01 to 0.50%
Nb is an element that binds preferentially to C and N and suppresses a decrease in corrosion resistance due to precipitation of Cr carbonitride. The effect is obtained when the Nb content is 0.01% or more. However, when the Nb content exceeds 0.50%, the strength is excessively increased, and the workability is reduced. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.01 to 0.50%.
The lower limit of the Nb content is more preferably 0.10%.
Further, the upper limit of the Nb content is more preferably 0.30%, further preferably 0.20%.

V：0.01〜0.50％
Vは、VNを形成することでCr窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、V含有量が0.01％以上で得られる。しかし、V含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Vを含有する場合は、V含有量を0.01〜0.50％とする。
V含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。 V: 0.01 to 0.50%
V is an element that suppresses a decrease in corrosion resistance due to precipitation of Cr nitride by forming VN. The effect is obtained when the V content is 0.01% or more. However, if the V content exceeds 0.50%, the processability decreases. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.01 to 0.50%.
The upper limit of the V content is more preferably 0.30%, and still more preferably 0.20%.

Zr：0.01〜0.50％
Zrは、CおよびNと結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Zr含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Zr含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Zrを含有する場合は、Zr含有量を0.01〜0.50％とする。
Zr含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。 Zr: 0.01-0.50%
Zr is an element that combines with C and N to suppress a decrease in corrosion resistance due to precipitation of Cr carbonitride. The effect is obtained when the Zr content is 0.01% or more. However, when the Zr content exceeds 0.50%, the workability decreases. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is set to 0.01 to 0.50%.
The upper limit of the Zr content is more preferably 0.30%, and still more preferably 0.20%.

REM：0.001〜0.10％
REMは、耐酸化性を向上させる元素である。その効果は、REM含有量が0.001％以上で得られる。しかし、REM含有量が0.10％を超えると、酸洗性などの製造性が低下する。そのため、REMを含有する場合は、REM含有量を0.001〜0.10％とする。 REM: 0.001 to 0.10%
REM is an element that improves oxidation resistance. The effect is obtained when the REM content is 0.001% or more. However, when the REM content exceeds 0.10%, productivity such as pickling properties is reduced. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.001 to 0.10%.

B：0.0003〜0.0030％
Bは、二次加工脆性を改善する元素である。その効果は、B含有量が0.0003％以上で得られる。しかし、B含有量が0.0030％を超えると、固溶強化により加工性が低下する。そのため、Bを含有する場合は、B含有量を0.0003〜0.0030％とする。 B: 0.0003-0.0030%
B is an element that improves secondary working brittleness. The effect is obtained when the B content is 0.0003% or more. However, when the B content exceeds 0.0030%, workability is reduced due to solid solution strengthening. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0003 to 0.0030%.

Ca：0.0003〜0.0030％
Caは、熱間加工性を向上させる元素である。その効果は、Ca含有量が0.0003％以上で得られる。一方、Ca含有量が0.0030％を超えると、CaSの析出により耐食性が低下する。そのため、Caを含有する場合は、Ca含有量を0.0003〜0.0030％とする。
Ca含有量の上限は、より好ましくは0.0010％である。 Ca: 0.0003-0.0030%
Ca is an element that improves hot workability. The effect is obtained when the Ca content is 0.0003% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0030%, the corrosion resistance decreases due to the precipitation of CaS. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0003 to 0.0030%.
The upper limit of the Ca content is more preferably 0.0010%.

上記以外の元素は、Feおよび不可避的不純物である。 Elements other than the above are Fe and inevitable impurities.

以上、本発明の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明したが、ここでは、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を50個/mm²以下に抑制することが肝要である。 As described above, the component composition of the ferritic stainless steel sheet according to the embodiment of the present invention has been described. Here, it is important to suppress the density of TiN aggregates on the steel sheet surface to 50 pieces / mm ² or less.

鋼板表面でのTiN集合体の存在密度：50個/mm²以下
上述したように、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板の製造途中の熱延板の表層部には、長径：2〜10μm程度の粗大なTiNが存在している。この熱延板に高い圧下率の冷間圧延を行うと、この粗大なTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なった図１のようなTiN集合体が形成される。
なお、図１は、後述する表２のＮｏ．１の供試材の表面を、SEM（走査型電子顕微鏡）の反射電子を用いて4000倍で観察した反射電子像の一例である。
破砕TiN間では、塑性流動性が制限されるため、冷間圧延などの加工を行っても、破砕TiN間には地鉄のステンレスが入り込みにくく、破砕TiN間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となるので、上記した破砕TiNから構成されるTiN集合体が多数存在すると、耐初期発銹性が大幅に低下する。
そのため、耐初期発銹性の向上には、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数を低減して、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を低減することが重要となる。
特に、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度：50個/mm²を超えると、耐初期発銹性が大幅に低下するので、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度は50個/mm²以下とする。好ましくは30個/mm²以下である。
また、下限については特に限定されず、0個/mm²であってもよい。 Density of TiN aggregates on the steel sheet surface: 50 pieces / mm ² or less As described above, the surface layer of the hot-rolled sheet in the process of manufacturing a Ti-containing ferritic stainless steel sheet has a long diameter of about 2 to 10 μm. TiN exists. When the hot rolled sheet is subjected to cold rolling with a high rolling reduction, the coarse TiN is crushed, and a TiN aggregate as shown in FIG. 1 in which the crushed fine TiN (crushed TiN) is continuous in the rolling direction is formed. It is formed.
Note that FIG. 1 is an example of a backscattered electron image obtained by observing the surface of the test sample No. 1 at a magnification of 4000 using backscattered electrons of a scanning electron microscope (SEM).
Since plastic fluidity is limited between the crushed TiNs, even if a process such as cold rolling is performed, stainless steel of ground iron hardly enters between the crushed TiNs, and a gap is formed between the crushed TiNs. Since this gap serves as a starting point of rust, if a large number of TiN aggregates composed of the above-mentioned crushed TiN are present, the initial rust resistance is significantly reduced.
Therefore, in order to improve the initial rust resistance, it is important to reduce the number of TiN crushed during the cold rolling in the surface layer of the steel sheet and to reduce the density of TiN aggregates on the steel sheet surface.
In particular, when the abundance density of the TiN aggregates on the steel sheet surface exceeds 50 pieces / mm ² , the initial rust resistance is greatly reduced. Therefore, the abundance density of the TiN aggregates on the steel sheet surface is 50 pieces / mm ^2. The following is assumed. Preferably, the number is 30 / mm ² or less.
The lower limit is not particularly limited, and may be 0 pieces / mm ² .

ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。
また、TiNの粒長とは、鋼板表面を観察したときに測定される、圧延方向におけるTiNの長さである。 Here, the TiN aggregate refers to a region in which the rolling direction is the length direction and the direction perpendicular to the rolling direction is the width direction when the surface of the steel sheet is observed, and the grain length is 0.5 μm in a region of length: 30 μm × width: 10 μm. This means that there are five or more TiNs.
The grain length of TiN is the length of TiN in the rolling direction measured when observing the steel sheet surface.

また、TiN集合体の存在密度は、以下のようにして求めたものである。
すなわち、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、鋼板表面における任意の長1.5mm×幅0.5mmの領域を、長さ：30μｍ×幅：10μｍのメッシュに区切って、SEMの反射電子を用いて4000倍で観察する。そして、各メッシュにおいて観察された粒長：0.5μm以上のTiNの個数を数え、粒長：0.5μm以上のTiNの個数が5個以上であったメッシュの数を、TiN集合体の数とする。
これを鋼板表面の任意の3箇所で行い、TiN集合体の合計数を、観察した領域の合計面積で除することにより、TiN集合体の存在密度を求める。
なお、１個の粒長：0.5μm以上のTiNが、複数のメッシュにまたがって存在する場合は、このTiNを、それぞれのメッシュにおいて１個として数えるものとする。 In addition, the existence density of the TiN aggregate was determined as follows.
That is, an arbitrary 1.5 mm × 0.5 mm width region on the steel sheet surface with the rolling direction as the length direction and the rolling perpendicular direction as the width direction is divided into a mesh of length: 30 μm × width: 10 μm, and the SEM Observe at 4,000 times using backscattered electrons. Then, the number of TiN particles having a grain length of 0.5 μm or more observed in each mesh is counted, and the number of meshes having 5 or more TiN particles having a grain length of 0.5 μm or more is defined as the number of TiN aggregates. .
This is performed at any three places on the surface of the steel sheet, and the existence density of the TiN aggregates is obtained by dividing the total number of TiN aggregates by the total area of the observed region.
If TiN having a grain length of 0.5 μm or more exists over a plurality of meshes, the TiN is counted as one in each mesh.

また、粒長：0.5μm以上のTiNを対象としたのは、粒長：0.5μm未満のTiNは冷間圧延時の地鉄の塑性流動性への影響が少ないため、耐初期発銹性に大きな悪影響を及ぼさないからである。 The reason why TiN with a grain length of 0.5 μm or more is targeted is that TiN with a grain length of less than 0.5 μm has little effect on the plastic fluidity of the base iron during cold rolling, and therefore, has an effect on initial rust resistance. This is because it has no significant adverse effect.

なお、ここでいう鋼板表面とは、鋼板の片面であってもよく、また鋼板の両面であってもよい。 Here, the steel sheet surface may be one side of the steel sheet or both sides of the steel sheet.

また、フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、1.2mm以下とすることが好ましい。より好ましくは1.0mm以下、さらに好ましくは、0.8mm以下である。なお、下限については特に限定されるものではないが、0.1mm程度とすることが好ましい。 The thickness of the ferritic stainless steel sheet is preferably 1.2 mm or less. It is more preferably 1.0 mm or less, and further preferably 0.8 mm or less. The lower limit is not particularly limited, but is preferably about 0.1 mm.

次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を、以下の実施形態に基づき説明する。 Next, a method for producing a ferritic stainless steel sheet of the present invention will be described based on the following embodiments.

まず、上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、さらにＶＯＤ（ＶａｃｕｕｍＯｘｙｇｅｎＤｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等にて二次精錬を行う。その後、連続鋳造法または造塊−分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。 First, steel having the above-described composition is melted by a known method such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace, and then subjected to secondary refining by a VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) method or the like. Thereafter, a steel material (steel slab) is formed by a continuous casting method or an ingot-bulking method.

・熱間圧延工程
この鋼素材に、熱間圧延、さらに必要に応じて熱延板焼鈍を施して、熱延板とする。
なお、ここでいう熱延板には、熱間圧延ままの鋼板、および、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施して得た鋼板も含むものとする。また、熱延板の形態は、シートやコイルなど、いずれの形態であってもよい。 -Hot rolling process This steel material is subjected to hot rolling and, if necessary, to hot rolled sheet annealing to obtain a hot rolled sheet.
The hot-rolled sheet referred to here includes a steel sheet as hot-rolled and a steel sheet obtained by performing hot-rolled sheet annealing after hot rolling. Further, the form of the hot rolled sheet may be any form such as a sheet or a coil.

・表層部除去工程
ついで、熱延板の表層部、具体的には、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を全面にわたり除去する。
すなわち、TiNは、スラブ鋳造時にスラブ表面に生成しやすく、よって、TiNは、熱延板の段階では熱延板の表層部にまとまって分布する傾向が強い。
このため、熱延板の表層部に分布するTiNを冷間圧延前に極力除去することで、冷間圧延時のTiNの破砕、ひいては最終製品板において表面に破砕されたTiNが露出することを抑制することが可能となる。
このため、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。好ましくは熱延板の表面から少なくとも深さ：20μmまでの領域を除去する。除去する領域の深さの上限については特に限定されるものではないが、生産性などを考慮すると、100μm程度とすることが好ましい。 Surface Layer Removal Step Next, the surface layer of the hot-rolled sheet, specifically, at least a region having a depth of at least 15 μm from the surface of the hot-rolled sheet is removed over the entire surface.
That is, TiN is likely to be formed on the slab surface during slab casting, and therefore, TiN tends to be distributed collectively on the surface layer of the hot-rolled sheet at the hot-rolled sheet stage.
Therefore, by removing as much as possible the TiN distributed on the surface layer portion of the hot-rolled sheet before cold rolling, it is possible to crush TiN during cold rolling and, consequently, to expose the crushed TiN on the surface of the final product sheet. It becomes possible to suppress.
Therefore, at least a region having a depth of 15 μm from the surface of the hot-rolled sheet is removed. Preferably, a region having a depth of at least 20 μm from the surface of the hot-rolled sheet is removed. The upper limit of the depth of the region to be removed is not particularly limited, but is preferably about 100 μm in consideration of productivity and the like.

除去方法としては、酸洗や研磨、研削を用いることができる。ただし、酸洗のみで熱延板の表層部を除去しようとすると生産性が大幅に低下するので、酸洗する場合は研削と併用することが好ましい。
除去方法の好ましい一例としては、熱延板に、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理を施してスケール（表面酸化皮膜）を除去した後、酸洗を行い、さらに#24〜#400の研磨ベルトを用いたコイルグラインダによる研削を行う方法がある。
また、耐初期発銹性が鋼板の片面のみに求められている場合は、生産性向上のため、当該一方の面のみ、表層部の除去を行ってもよい。 As a removing method, pickling, polishing, or grinding can be used. However, if it is attempted to remove the surface layer of the hot-rolled sheet only by pickling, the productivity is greatly reduced. Therefore, when pickling, it is preferable to use it together with grinding.
As a preferred example of the removing method, the hot-rolled sheet is subjected to shot blasting, sand blasting or scale breaker treatment to remove scale (surface oxide film), then pickled, and further polished to # 24 to # 400. There is a method of performing grinding by a coil grinder using a belt.
When the initial rust resistance is required only on one surface of the steel sheet, the surface layer may be removed on only one surface to improve productivity.

なお、熱延板の表面からの除去深さは、表層部除去処理前後での熱延板の質量変化（スケールは含まない）を、ステンレスの密度を用いて厚さに換算することで、算出すればよい。
また、スケールを除去する方法としては、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理がある。 The removal depth from the surface of the hot-rolled sheet is calculated by converting the change in mass (not including scale) of the hot-rolled sheet before and after the surface layer removal treatment into a thickness using the density of stainless steel. do it.
As a method for removing scale, there are shot blasting, sand blasting and scale breaker processing.

・冷間圧延工程
ついで、上記の熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。この冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を全てのパスで25％以下とすることが重要である。
すなわち、上記の表層部除去工程を経ても、なおも熱延板の表面近傍には粗大なTiNが残留する場合があり、かような熱延板に高い圧下率の冷間圧延を施すと、残留した粗大なTiNは破砕され、この破砕された微細なTiNが圧延方向に連なったTiN集合体が形成される。
しかし、１パス当たりの圧下率を小さくする、具体的には、１パス当たりの圧下率を25％以下にすると、このような粗大なTiNの破砕を極力抑制できる。従って、１パス当たりの圧下率は25％以下とする。好ましくは20％以下である。下限については特に限定されるものではないが、3％程度である。
ただし、総圧下率が85％を超えると、１パス当たりの圧下率を小さくしても、粗大なTiNの破砕を抑制して、所望の耐初期発銹性を得ることが困難となる。よって、総圧下率は85％以下とする。また、総圧下率が60％未満になると、伸び性や曲げ性が低下するので、総圧下率の下限は60％とする。 -Cold rolling step Next, the above-mentioned hot rolled sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold rolled sheet. In this cold rolling step, it is important that the total draft is 60 to 85% and the draft per pass is 25% or less in all passes.
That is, even after the above-described surface layer removing step, coarse TiN may still remain near the surface of the hot-rolled sheet, and when such hot-rolled sheet is subjected to cold rolling with a high rolling reduction, The remaining coarse TiN is crushed, and a TiN aggregate in which the crushed fine TiN continues in the rolling direction is formed.
However, if the rolling reduction per pass is reduced, specifically, if the rolling reduction per pass is set to 25% or less, the crushing of such coarse TiN can be suppressed as much as possible. Therefore, the rolling reduction per pass is set to 25% or less. Preferably it is 20% or less. The lower limit is not particularly limited, but is about 3%.
However, if the total rolling reduction exceeds 85%, it becomes difficult to suppress the coarse TiN crushing and obtain the desired initial rust resistance even if the rolling reduction per pass is reduced. Therefore, the total draft is 85% or less. Further, when the total rolling reduction is less than 60%, the elongation and the bendability decrease, so the lower limit of the total rolling reduction is 60%.

なお、冷間圧延のパス数は、4〜12パスとすることが好適である。 The number of cold rolling passes is preferably 4 to 12 passes.

また、１パス当たりの圧下率は、
（［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］−［当該圧延パス終了時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）／［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。
さらに、総圧下率は、
（［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］−［冷間圧延により得られた冷延板の板厚（ｍｍ）］）／［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。 The rolling reduction per pass is
([Thickness of rolled material at the start of the rolling pass (mm)] − [Thickness of rolled material at the end of the rolling pass (mm)]) / [Sheet of rolled material at the start of the rolling pass] Thickness (mm)] x 100
It was obtained as.
Furthermore, the total rolling reduction is
([Thickness of hot rolled sheet before cold rolling (mm)]-[Thickness of cold rolled sheet obtained by cold rolling (mm)]) / [Thickness of hot rolled sheet before cold rolling] (Mm)]) × 100
It was obtained as.

上記の冷間圧延後、必要に応じて、冷延板焼鈍、酸洗およびスキンパス圧延を行って、最終製品板とする。 After the above cold rolling, if necessary, cold rolled sheet annealing, pickling, and skin pass rolling are performed to obtain a final product sheet.

なお、上記した以外の条件については、常法に従えばよいが、好適な製造方法の一例を以下に示す。
すなわち、上記成分組成の鋼スラブを、1100〜1300℃に加熱後、仕上温度を700〜1000℃、巻取温度を400〜800℃として熱間圧延し、板厚：2.0〜5.0mmの熱延板とする。ついで、熱延板に800〜1100℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗して、スケールを除去する。その後、コイルグラインダを用いて熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。ついで、この熱延板に、総圧下率：60〜85％、１パス当たりの圧下率をいずれのパスでも25％以下として、12段式のクラスター圧延機やゼンジミア―圧延機を用いて冷間圧延を行い、板厚0.3〜1.2ｍｍの冷延板とする。ついで、冷延板に、700〜1050℃の温度で冷延板焼鈍を施す。冷延板焼鈍後、冷延板を酸洗し、表面のスケールを除去して最終製品板とする。また、冷延板焼鈍を光輝焼鈍で行い、酸洗を、省略してもよい。 The conditions other than those described above may be in accordance with a conventional method, but an example of a suitable production method will be described below.
That is, a steel slab having the above composition is heated to 1100 to 1300 ° C., hot-rolled at a finishing temperature of 700 to 1000 ° C. and a winding temperature of 400 to 800 ° C., and hot-rolled to a thickness of 2.0 to 5.0 mm. Board. Next, the hot-rolled sheet is annealed at 800 to 1100 ° C., and is then pickled to remove scale. Thereafter, a region having a depth of at least 15 μm from the surface of the hot-rolled sheet is removed using a coil grinder. Next, the hot-rolled sheet is subjected to a total rolling reduction of 60 to 85%, a rolling reduction per pass of 25% or less in any pass, and cold-rolled using a 12-stage cluster rolling mill or a Sendzimir rolling mill. Rolling is performed to obtain a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 0.3 to 1.2 mm. Next, the cold-rolled sheet is subjected to cold-rolled sheet annealing at a temperature of 700 to 1,050 ° C. After annealing the cold-rolled sheet, the cold-rolled sheet is pickled and the scale on the surface is removed to obtain a final product sheet. Alternatively, the cold-rolled sheet annealing may be performed by bright annealing, and the pickling may be omitted.

表１に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）になる鋼を、ＶＯＤ炉（ＶａｃｕｕｍＯｘｙｇｅｎＤｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）で溶製し、厚さ：２００ｍｍの鋼スラブに鋳造した。
この鋼スラブを1200℃に加熱したのち、熱間圧延を施して板厚：3.0mmの熱延板とした。
この熱延板に、大気雰囲気中、950℃、均熱時間：60秒の条件で熱延板焼鈍を施した後、長さ方向が熱延板の圧延方向となるように、幅：70mm×長さ：150mmの熱延板試験片をせん断して採取した。 Steel having the composition shown in Table 1 (the remainder being Fe and inevitable impurities) was melted in a VOD furnace (Vacuum Oxygen Decarburization) and cast into a steel slab having a thickness of 200 mm.
After heating this steel slab to 1200 ° C., it was subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 3.0 mm.
The hot-rolled sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing in the atmosphere at 950 ° C. and a soaking time of 60 seconds, and then the width is 70 mm × so that the length direction is the rolling direction of the hot-rolled sheet. A hot-rolled plate test piece having a length of 150 mm was sampled by shearing.

ついで、採取した熱延板試験片のスケール（表面酸化皮膜）をショットブラスト処理で除去した後、熱延板試験片に表層部の除去処理を施した。
ここで、Ｎｏ．１、４、５、７〜９、１１、１２、１４、１５、１７〜１９および２１〜２３では、研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
また、Ｎｏ．３、６、１０、１３および１６では、70℃の20質量％硫酸水溶液に60秒浸漬し、さらに研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
さらに、Ｎｏ．２および２０では、70℃の20質量％硫酸水溶液にそれぞれ120秒および60秒浸漬して熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
なお、表２中の除去深さは、表層部の除去処理前後での熱延板試験片の質量変化を、フェライト系ステンレス鋼の一般的な密度である7.7g/cm³で除することにより求めたものである。 Then, after removing the scale (surface oxide film) of the collected hot-rolled sheet test piece by shot blasting, the hot-rolled sheet test piece was subjected to a surface layer removing treatment.
Here, No. In 1, 4, 5, 7 to 9, 11, 12, 14, 15, 17 to 19, and 21 to 23, the surface layer portion of the hot-rolled test piece was removed using a grinder having a polishing count of # 80. .
In addition, No. In 3, 6, 10, 13 and 16, the specimen was immersed in a 20% by mass aqueous sulfuric acid solution at 70 ° C. for 60 seconds, and the surface layer of the hot-rolled specimen was removed using a grinder having a polishing count of # 80.
In addition, No. In Nos. 2 and 20, the surface layer of the hot-rolled test piece was removed by immersion in a 20% by mass sulfuric acid aqueous solution at 70 ° C. for 120 seconds and 60 seconds, respectively.
The removal depth in Table 2 is obtained by dividing the mass change of the hot-rolled specimen before and after the surface layer removal treatment by 7.7 g / cm ³ which is a general density of ferritic stainless steel. It is what I sought.

ついで、上記の表層部の除去処理を行った熱延板試験片に、表２の条件で冷間圧延を施し、表２の板厚の冷延板とした。なお、冷間圧延における合計のパス数はいずれも6パスとした。
その後、これらの冷延板に、大気雰囲気中、950℃，均熱時間60秒の条件で冷延板焼鈍を施し、中性塩電解（20質量％Na₂SO₄水溶液、80℃、通電量：5kC/m²）および硝弗酸浸漬（5質量％HF-15質量％HNO₃水溶液、60℃、浸漬時間：60秒）によりスケールを除去し、供試材とした。 Next, the hot-rolled sheet test piece subjected to the above-described surface layer removal treatment was subjected to cold rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet having a sheet thickness shown in Table 2. The total number of passes in the cold rolling was set to 6 passes.
Thereafter, these cold-rolled sheets were annealed in an air atmosphere at 950 ° C. and a soaking time of 60 seconds, and neutral salt electrolysis (20 mass% Na ₂ SO ₄ aqueous solution, 80 ° C., electricity : 5 kC / m ² ) and immersion in nitric hydrofluoric acid (5 mass% HF-15 mass% HNO ₃ aqueous solution, 60 ° C., immersion time: 60 seconds) to obtain a test material.

これらの供試材について、上述した方法により、TiN集合体の存在密度を測定した。測定結果を表２に併記する。 For these test materials, the existence density of the TiN aggregate was measured by the method described above. The measurement results are also shown in Table 2.

また、耐初期発銹性を評価するため、上記の供試材から60×80ｍｍの試験片を採取し、試験片をアセトン中で5分間、超音波脱脂を行った。
ついで、試験片を水平に配置し，試験片上の液量が250g/m²となるよう人工海水（八洲薬品製：アクアマリン）を霧吹きにより散布した。
この試験片を恒温恒湿槽内に設置し，乾燥3時間（60℃、35％RH）および湿潤3時間（40℃、95％RH）からなるサイクルを8回繰り返した。
ついで、試験片の表面を倍率：20倍のルーペで目視により観察し、当該試験片の表面に存在する発銹点数を数えた。
そして、発銹点数を当該試験片の表面の面積で除することにより、発銹点数の個数密度を算出し、以下の基準で、耐初期発銹性を評価した。発銹点数の個数密度及び評価結果を表２に併記する。
◎（合格、特に優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm²以下
○（合格、優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm²超、20個/cm²以下
×（不合格）：発銹点数の個数密度が20個/cm²超 Further, in order to evaluate the initial rust resistance, a test piece of 60 × 80 mm was collected from the above test material, and the test piece was subjected to ultrasonic degreasing in acetone for 5 minutes.
Next, the test piece was placed horizontally, and artificial seawater (Yazu Chemical: Aquamarine) was sprayed by spraying so that the liquid amount on the test piece was 250 g / m ² .
The test piece was placed in a thermo-hygrostat, and a cycle consisting of drying for 3 hours (60 ° C., 35% RH) and wetting for 3 hours (40 ° C., 95% RH) was repeated eight times.
Then, the surface of the test piece was visually observed with a loupe having a magnification of 20 times, and the number of rust spots on the surface of the test piece was counted.
Then, the number density of the rust points was calculated by dividing the rust points by the surface area of the test piece, and the initial rust resistance was evaluated based on the following criteria. Table 2 also shows the number density of the rust points and the evaluation results.
◎ (Pass, especially excellent): The number density of rust points is 12 / cm ² or less ○ (Pass, excellent): The number density of rust points is more than 12 / cm ² , 20 / cm ² or less × ( Fail): The number density of rust points is more than 20 pieces / cm ²

表２より、発明例ではいずれも、優れた耐初期発銹性が得られていることがわかる。また、TiN集合体の鋼板表面での存在密度が30個/mm²以下であるＮｏ．３〜１０および１２〜１７では、特に優れた耐初期発銹性が得られていた。 From Table 2, it can be seen that in all of the invention examples, excellent initial rust resistance was obtained. In addition, the density of TiN aggregates on the steel sheet surface was 30 pieces / mm ² or less. In the cases of 3 to 10 and 12 to 17, particularly excellent initial rust resistance was obtained.

一方、比較例であるＮｏ．１８（鋼Ｊ）は、Cr含有量が適正範囲を下回ったため、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．１９（鋼Ｋ）は、Ti含有量が適正範囲を上回ったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２０（鋼Ａ）およびＮｏ．２１（鋼Ａ）は、表層部の除去深さが不十分であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２２（鋼Ａ）は、冷間圧延における１パス当たりの最大圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２３（鋼Ａ）は、冷間圧延の総圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。 On the other hand, in Comparative Example No. No. 18 (Steel J) did not have sufficient initial rust resistance because the Cr content was below the appropriate range.
No. of Comparative Example. In 19 (steel K), since the Ti content exceeded the appropriate range, the existing density of the TiN aggregate increased, and sufficient initial rust resistance was not obtained.
No. of Comparative Example. 20 (Steel A) and No. In 21 (Steel A), since the removal depth of the surface layer portion was insufficient, the existing density of the TiN aggregate increased, and sufficient initial rust resistance was not obtained.
No. of Comparative Example. In No. 22 (Steel A), since the maximum rolling reduction per pass in the cold rolling was excessive, the existing density of the TiN aggregate increased, and sufficient initial rust resistance was not obtained.
No. of Comparative Example. In No. 23 (Steel A), since the total rolling reduction in the cold rolling was excessive, the existing density of the TiN aggregate increased, and sufficient initial rust resistance was not obtained.

本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、薄肉かつ高い耐食性が求められる用途、特には、自動車排気系部品や自動車外装用部品、さらには、建材建具、電気機器などに好適に用いることができ、産業上極めて有用である。 The ferritic stainless steel sheet of the present invention can be suitably used for applications requiring thin-walled and high corrosion resistance, particularly for automobile exhaust system parts and automobile exterior parts, as well as building materials and fittings, electric equipment, etc. Extremely useful.

Claims

In mass%,
C: 0.001-0.030%,
Si: 0.01 to 0.60%,
Mn: 0.01 to 0.60%,
P: 0.05% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: 17.0-24.0%,
Ni: 0.01-0.60%,
Al: 0.01-0.15%,
Ti: 0.25-0.35% and
N: 0.001 to 0.020%
Having a component composition in which the balance is Fe and inevitable impurities,
A ferritic stainless steel sheet in which the density of TiN aggregates on the steel sheet surface is 50 / mm ² or less.
Here, the TiN aggregate refers to a region in which the rolling direction is the length direction and the direction perpendicular to the rolling direction is the width direction when the surface of the steel sheet is observed, and the grain length is 0.5 μm in a region of length: 30 μm × width: 10 μm. This means that there are five or more TiNs.

Wherein the component composition further comprises
Mo: 0.01-2.50%,
Cu: 0.01-1.00%,
Co: 0.01-0.50% and
W: 0.01-0.50%
The ferritic stainless steel sheet according to claim 1, comprising one or more kinds selected from the group consisting of:

Wherein the component composition further comprises
Nb: 0.01 to 0.50%,
V: 0.01-0.50%,
Zr: 0.01-0.50%,
REM: 0.001-0.10%,
B: 0.0003-0.0030% and
Ca: 0.0003-0.0030%
The ferritic stainless steel sheet according to claim 1, comprising one or more kinds selected from the group consisting of:

The ferritic stainless steel sheet according to claim 1, wherein the sheet thickness is 0.1 to 1.2 mm.

A method for producing a ferritic stainless steel sheet according to any one of claims 1 to 4,
A hot rolling step, wherein the steel slab having the component composition according to any one of claims 1 to 4 is hot-rolled into a hot-rolled sheet,
Removing a surface layer portion of the hot rolled sheet, a surface layer portion removing step,
Cold rolling the hot-rolled sheet into a cold-rolled sheet, comprising a cold rolling step,
In the surface layer removing step, at least a region from the surface of the hot-rolled sheet to a depth: 15μm is removed,
A method for producing a ferritic stainless steel sheet, wherein in the cold rolling step, a total draft is 60 to 85%, and a draft per pass is 25% or less.