JP2023502232A - 磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】本発明の目的は、成分制御を通じて炭窒化物の数を制御することにより、磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することである。【解決手段】本発明の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たす。式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３（ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。）【選択図】図２

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼に係り、特に集合組織を制御して磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
インダクションレンジは、内部に取り付けられたコイルに高周波電流を印加して電磁場で容器を直接加熱する調理機器である。
ガスレンジの熱効率（容器加熱効率）が約４５％、ハイライトの場合には、約６５％程度であるのに対し、インダクションレンジの熱効率は、９０％程度と高く、調理時間を節約することができる。また、インダクションレンジは、上板を加熱する方式をとっていないため安全で、焦げ付かないため掃除が容易であるので、近年、市場が拡大している。
調理用レンジのトレンドの変化に対応してインダクション容器用素材も、ともに成長している。インダクションレンジは、磁気誘導によって熱を発生させるため、インダクション容器用素材は、磁化特性が求められる。主に使用される素材は、鋳鋼、ホーロー鋼板、フェライト系ステンレス鋼であり、最近では、アルミニウム板と炭素鋼板またはフェライト系ステンレス鋼板が積層構造を形成するクラッド板をインダクション容器用素材として使用することもある。
インダクションレンジは、電流コイルによる磁場から発生する渦電流の抵抗熱を主な熱源として使用する。渦電流によって発生する電力Ｐｅｃは、次の通りである。
Figure 2023502232000002
ここで、Ｂ：Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｌｕｘ ｄｅｎｓｉｔｙ（磁束密度）、ｔ：ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ（試料厚さ）、ｆ：ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ（周波数）、ｒ：ｒｅｓｉｓｔｉｖｉｔｙ（電気比抵抗）である。
渦電流によって発生する電力Ｐｅｃが磁束密度の二乗に比例するので、インダクションレンジを容易に加熱するためには、磁束密度を最大化することが必須である。
一方、電気モータ用素材としては、シリコンを含む電気鋼板が通常使用されるが、耐食性が求められる環境では、体心立方構造（Ｂｏｄｙ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ、ＢＣＣ）の強磁性の特性を有するフェライト系ステンレス鋼を使用する。
しかし、フェライト系ステンレス鋼の場合には、電気鋼板に比べて磁気的性質に劣る。したがって、フェライト系ステンレス鋼は、エネルギー効率が求められる洋食器素材／電気モータ用素材に適用する上で制約があった。
したがって、磁化特性を向上させて誘導加熱が可能なフェライト系ステンレス鋼の開発が求められる。
本発明の目的は、成分制御を通じて炭窒化物の数を制御することにより、磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することである。
本発明の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする。
式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
（ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。）
また、窒化物または炭化物の分布は、１００個／ｍｍ２以下であってもよい。
また、｛００１｝集合組織の強度は、１０．０以上であってもよい。
また、Ｂ５０は、０．５Ｔ以上であってもよい。
本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たすスラブを熱間圧延する段階、前記熱間圧延材を熱延焼鈍する段階、及び前記熱間圧延材を冷間圧延する段階を含むことを特徴とする。
式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
（ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。）
また冷間圧下率は、５５～８０％であってもよい。
また、熱延焼鈍温度範囲は、９００～１２００℃であってもよい。
本発明の実施例によれば、磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供することができる。
フェライト系ステンレス鋼の集合組織による自己誘導変化を示す図である。 フェライト系ステンレス鋼の集合組織のＦ値の変化による磁化特性変化を示す図である。
本発明の一実施例による磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たす。
式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
（ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。）
以下、本発明の実施例を添付図面を参照し、詳細に説明する。以下の実施例は、本発明の属する技術分野において、通常の知識を有する者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態で具体化されてもよい。図面は、本発明を明確にするために説明と関係のない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素の大きさを多少誇張して表現してもよい。
明細書全体において、ある部分がある構成要素を「含む」というとき、これは、特に反対の記載がない限り、他の構成要素を除外するのではなく、他の構成要素をさらに含んでもよいことを意味する。
単数の表現は、文脈上明らかに例外がない限り、複数の表現を含む。
以下、本発明による実施例を添付図面を参照し、詳細に説明する。まず、フェライト系ステンレス鋼について説明した後、フェライトステンレス鋼の製造方法について説明する。
フェライト系ステンレス鋼では、＜１００＞方向に磁化が最も容易であり、＜１１１＞方向には磁化が最も難しく、＜１００＞方向を磁化容易方向、＜１１１＞方向を磁化困難方向という。
一方、結晶内に生成された一定の面と方位を有する配列を集合組織（ＣｒｙｓｔａｌＴｅｘｔｕｒｅ）といい、これらの集合組織が一定の方向に発達した態様を集合組織ファイバ（ｆｉｂｅｒ）という。結晶の集合性を示す集合組織は、磁化特性と密接な関係を持っている。
通常の連続鋳造、熱間圧延、冷間圧延及び冷延焼鈍の過程を通じて生産される通常のフェライト系ステンレス鋼では、集合組織のうち、ｇ－ｆｉｂｅｒの分率が高いほど全体的な加工性が改善することが知られているが、このようなｇ－ｆｉｂｅｒ集合組織は、磁化容易方向を全く含んでおらず、磁化特性が求められる用途には適さない。
本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼材の磁化特性を向上させるために様々な検討を行った結果、無秩序な集合組織を形成する炭窒化物の生成を抑制することが重要であるという知見が得られた。
炭窒化物の生成を抑制するためには、合金成分Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎの含量を制御し、基地内のＳを最小化して結晶粒の成長を図るために適正量のＭｎを添加することにより達成することができる。
本発明の一側面による磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなる。
以下、本発明の実施例における含金成分含量の数値限定理由について説明する。以下、 特に言及しない限り、単位は、重量％である。
Ｃの含量は、０．０１％以下（０は除く）である。
炭素（Ｃ）は、侵入型固溶強化元素としてフェライト系ステンレス鋼の強度を向上させる。ただし、その含量が過剰である場合、高温でオーステナイト相を形成し、以後、冷却中に相変態して最終製品にマルテンサイト相を生成する。マルテンサイト相は、磁化特性を低下させるので、Ｃの上限を０．０１％に限定する。
Ｎの含量は、０．００３％以下（０は除く）である。
窒素（Ｎ）は、炭素と同様に侵入型固溶強化元素としてフェライト系ステンレス鋼の強度を向上させる元素である。また、オーステナイト相を安定化させる元素としてその含量が過剰である場合、マルテンサイト相を生成する問題があり、アルミニウムまたはチタンなどと結合して窒化物を形成することにより結晶粒核生成を促進し、磁性に有利な柱状晶組織の形成を抑制し、無秩序な集合組織を有する微細な等軸晶組織を形成するために、その上限を０．００３％に限定する。
Ｃｒの含量は、１５～１８％である。
クロム（Ｃｒ）は、ステンレス鋼の耐食性向上元素の中で最も多く含まれて基本となる元素であり、耐食性の発現のためには、１５％以上添加することが好ましい。ただし、その含量が過剰である場合、熱延時に緻密な酸化スケール生成によりスティッキング（Ｓｔｉｃｋｉｎｇ）欠陥が発生する問題があり、製造原価が上昇する問題があるために、その上限を１８％に限定する。
Ｍｎの含量は、０．３～１．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、結晶粒界の移動を妨げる基地内の硫黄（Ｓ）と結合して硫化物を形成する元素である。本発明では、｛００１｝方位を有する結晶粒の成長を促進するためにＭｎを０．３％以上添加する。ただし、その含量が過剰である場合、磁性を低下させるオーステナイト相を生成する問題があり、その上限を１．０％に限定する。
Ｓｉの含量は、０．２～０．３％である。
ケイ素（Ｓｉ）は、脱酸のために必須に添加される合金元素であり、強度と耐食性を向上させるとともに、フェライト相を安定させる元素である。本発明では、｛００１｝集合組織の形成を抑制するオーステナイト相を抑制するため、フェライト形成元素であるＳｉを０．２％以上添加してもよい。ただし、その含量が過剰である場合、脆性が増加して加工性を劣化させ、炭素と結合して炭化物を形成することにより磁化特性を低下させるので、その上限を０．３％に限定する。
Ａｌの含量は、０．００５％以下（０は除く）である。
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸のために必須に添加される合金元素であり、フェライト相安定化元素であるが、窒素と結合して窒化物を形成する。窒化物は、結晶粒核生成サイトとして作用し、無秩序な集合組織を有する新しい結晶粒を生成することにより磁化特性を低下させるので、その上限を０．００５％に限定する。
Ｔｉの含量は、０．００５％以下（０は除く）である。
チタン（Ｔｉ）は、炭素または窒素と結合して炭窒化物を形成する。炭窒化物は、結晶粒核生成サイトとして作用し、無秩序な集合組織を有する新しい結晶粒を生成することにより磁化特性を低下させるので、その上限を０．００５％に限定する。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では、原料または周囲環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるので、これを排除することはできない。不可避な不純物としては、例えば、Ｐ（リン）、Ｓ（硫黄）などが挙げられる。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも知ることができるので、そのすべての内容について、特に本明細書では言及しない。
フェライト系ステンレス鋼連続鋳造過程では、凝固優先方位である｛００１｝方位が発達するが、｛００１｝方位は、成形性を低下させ、フェライト固有の表面欠陥であるリッジング（ｒｉｄｇｉｎｇ）を形成させる問題がある。したがって、フェライト系ステンレス鋼連続鋳造の際、電磁攪拌装置を用いて粗大な柱状晶組織の形成を最小化することにより｛１１１｝集合組織を極大化し、リッジングの形成を抑制することが一般的である。
一方、結晶質材料において、磁化特性（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）も結晶方位の影響を受ける。フェライト系ステンレス鋼では、＜１００＞方向に磁化が最も容易であり、＜１１１＞方向には磁化が最も難しく、＜１００＞方向を磁化容易方向、＜１１１＞方向を磁化困難方向という。したがって、フェライト系ステンレス鋼の磁化特性を向上させるためには、磁化容易方向である＜１００＞に配列された方位を有する結晶粒を最大化することが重要である。
図１は、フェライト系ステンレス鋼の集合組織による自己誘導変化を示す図である。
図１の四角形は、集合組織を表現するのに最も広く使用される方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦ）のｊ２＝４５°面を示す。図１を参照すると、ＯＤＦの上段（Ｆ＝０°）には、｛００１｝＜１１０＞方位と｛００１｝＜０１０＞のように｛００１｝面を有する方位が配列されており、ＯＤＦの中段（Ｆ＝５５°）には、｛１１１｝＜１１０＞方位と｛１１１｝＜１２１＞のように｛１１１｝面を有する方位が配列されている。
図２は、フェライト系ステンレス鋼の集合組織のＦ値の変化による磁化特性変化を示す図である。
図２を参照すると、Ｆは、０°で最大の磁化特性を示し、５５°まで増加することにより磁化特性が減少することが確認できる。また、Ｆが５５°から９０°まで増加するほど磁化特性が多少増加することが確認できる。
図１及び図２を参照すると、磁化に不利な｛１１１｝集合組織の体積分率が磁化に有利な｛００１｝集合組織より大きくなると、フェライト系ステンレス鋼板の磁気的特性が急激に低下することが確認できる。したがって、本発明では、フェライト系ステンレス鋼の磁化特性を向上させるため、｛００１｝集合組織の分率を最大限確保しようとする。
一方、製鋼中に溶鋼内で形成される炭窒化物は、凝固過程で核生成サイトとして作用する。これにより結晶粒の核生成が促進されて無秩序な集合組織を有する新しい結晶粒が生成され、｛００１｝集合組織が弱化して鋳造組織が微細になる。
したがって、炭化物と窒化物の形成を最小化できるように合金成分を管理する必要がある。
本発明の一実施例によれば、前述の合金組成を満たす磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、下記式（１）を満たす。
式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。
本発明者らは、炭窒化物の形成を最小化することにより、｛００１｝集合組織を有する柱状晶組織の形成を極大化するため、式（１）を導き出した。前記式（１）は、Ｃ及びＮ含量とともに、ＣまたはＮと結合して炭窒化物を形成する元素であるＡｌ、Ｔｉの含量を同時に低く制御することにより炭窒化物の形成を抑制する側面と、Ｍｎ含量を一定量確保して｛００１｝結晶粒の成長を妨げる鋼内不純物元素であるＳと結合することにより、結晶粒の成長を促進する側面とを全て考慮して導き出したものである。
式（１）の値が低いほど、炭窒化物の分布が低く、｛００１｝集合組織を有する柱状晶組織の形成が容易であることを確認した。具体的には、式（１）の値が０．３を超える場合、最終鋼板における窒化物または炭化物の分布が１００個／ｍｍ２を超えて｛００１｝集合組織の分率を確保できない。これにより、フェライト系ステンレス鋼の磁化特性を確保できず、式（１）の値の上限を０．３に限定する。
前述のように、フェライト系ステンレス鋼の磁化特性を改善するためには、｛００１｝集合組織を最大化し、｛１１１｝集合組織を最小化することが必須である。
この観点から、本発明は、集合組織を定量化するため、｛００１｝集合組織の強度を導入した。すなわち、フェライト系ステンレス鋼における｛００１｝集合組織の強度が大きいほど磁化特性を向上させることができる。したがって、本発明では、｛００１｝集合組織の強度を１０．０以上に制御する。
したがって、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼は、Ｂ５０値が０．５Ｔ以上である。Ｂ５０とは、磁化力５０００Ａ／ｍの磁場で測定された磁束密度で、磁化特性を示す指標である。
前記Ｂ５０値は、その大きさが増加するほど誘導加熱が容易であるため、値が大きいほど有利である。Ｂ５０が０．５Ｔ以下であると、印加される磁場に比べて磁化が容易ではないので、エネルギー効率が減少し、インダクションレンジに使用時に容器加熱速度が減少する。したがって、本発明では、Ｂ５０を０．５Ｔ以上に制御する。
以下、本発明の一実施例による磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼を製造する工程を説明する。本発明の一実施例による磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たすスラブを熱間圧延する段階、前記熱間圧延材を熱延焼鈍する段階、及び前記熱間圧延材を冷間圧延する段階を含む。
式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。
合金成分含量の数値限定理由に対する説明は、上述の通りである。
前記組成を含むステンレス鋼スラブを加熱する。スラブの加熱温度は、１１００℃～１３００℃に限定してもよい。加熱温度が１３００℃を超える場合、微細組織内の偏析帯で液化現象の発生により熱間圧延中に破断が発生する問題があり、加熱温度が１１００℃に達しない場合、熱間圧延が容易ではない。
加熱されたスラブは、次に熱間圧延工程を経て熱延板から製造される。
前記熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を行ってもよい。熱延板焼鈍を行う場合、焼鈍温度は、９００℃～１２００℃に限定してもよい。焼鈍温度が９００℃未満であると、再結晶が十分に起こらず均一な微細組織が得られず、焼鈍温度が１２００℃を超える場合、磁気特性が劣化し、板状の変形が発生する問題がある。このとき、熱間圧延を経たフェライト系ステンレス鋼の厚さは、３～６ｍｍであってもよい。
以後、冷間圧延を行って冷延板を製造する。
磁化に有利な｛００１｝集合組織を発達させるためには、冷間圧延時、総圧下率を制御しなければならない。本発明者の実験結果、５５～８０％の圧下率で冷間圧延を行い、最終厚さの冷延板を製造した際に磁化に有利な｛００１｝集合組織を発達させることができた。
ここで、圧下率とは、（冷間圧延前鋼板の厚さ－冷間圧延後鋼板の厚さ）／（冷間圧延前鋼板の厚さ）である。
このように、合金成分とともに冷間圧延時の圧下率を制御して最終冷延焼鈍材を製造する場合、破断を起こさない範囲で磁化に有利な｛００１｝集合組織を最大限確保することができる。
これにより製造された冷間圧延材は、窒化物または炭化物の分布が１００個／ｍｍ２以下である。
また、製造された冷間圧延材は、｛００１｝集合組織の強度が１０．０以上であり、Ｂ５０が０．５Ｔ以上である。
また、冷間圧延を経たフェライト系ステンレス鋼の厚さは、０．４～１．２ｍｍであってもよい。
実施例
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
下記表１に示す様々な合金成分の範囲について、厚さが２５０ｍｍのフェライト系ステンレス鋼鋳物片を製造し、通常の方法で粗圧延機と連続仕上げ圧延機により板厚３～６．０ｍｍのフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造した。
Figure 2023502232000003
以後、前記発明鋼及び比較鋼の熱延鋼板を下記表２の条件によって冷間圧下率を異にして冷間圧延を行い、最終焼鈍により板厚０．４～１．２ｍｍのフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を製造した。
最終冷延焼鈍鋼板の炭窒化物の分布は、ＳＥＭ－ＥＤＳ装置を活用して測定し、分析方法は、最終製品の断面に対して横１ｍｍ、縦１ｍｍの面積に対して１，０００倍以上の倍率で自動的に酸化物の大きさ及び成分を測定する方式により、少なくとも５領域以上を測定して平均した値を示した。
集合組織は、最終冷延焼鈍材の横方向（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）断面に対して後方散乱電子回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて測定した。
ＥＢＳＤデータから方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦ）を計算し、｛００１｝方位の強度を集合組織指標として活用した。
また、フェライト系ステンレス鋼板の圧延方向と磁化方向が０、１５、３０、４５、６０、７５、９０°の方向を有するように６０ｍｍ×６０ｍｍの試験片を製造し、ｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ ｔｅｓｔｅｒで５０００Ａ／ｍの磁場で磁束密度を測定した後、７方向の平均値であるＢ５０を磁化特性の指標として示した。
Figure 2023502232000004
本発明では、インダクション容器用素材としてフェライト系ステンレス鋼を適用するため、磁束密度（Ｂ５０）を０．５Ｔ以上確保しようとした。
実施例１及び２の場合には、本発明が提示する成分範囲を満たすだけでなく、（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）の値を０．３以下に制御して無秩序な集合組織を形成する炭窒化物の生成を１００個／ｍｍ２以下に抑えることができ、基地内のＳ含量を最小化できた。これにより｛００１｝強度が１０．０以上確保され、これによるＢ５０も０．５Ｔ以上となり、磁化特性の向上が確認できた。
比較例１～６は、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ含量が過剰に添加されて（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）の値が０．３を超えることにより、最終冷延焼鈍材において炭窒化物が過剰に形成された。これにより、｛００１｝集合組織は抑制され、｛１１１｝集合組織が発達して｛００１｝強度は１０．０以下と測定され、Ｂ５０が０．３１以下であった。
比較例７は、（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）の値が０．３以下に制御されたが、Ｓｉの含量が過剰であり、炭窒化物が１００個／ｍｍ２超で過剰に形成された。その結果、｛００１｝集合組織が発達できず、Ｂ５０が０．２２であった。
比較例８は、（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）の値が０．３以下であり、Ｓｉも適正水準に制御されたが、Ｍｎの含量が０．２３％で本発明で提案する下限である０．３に達しなかったため結晶粒界の移動を妨げるＳ元素を十分に除去できなかった。その結果、｛００１｝集合組織が発達できず、Ｂ５０が０．２７であった。
表２を参照すると、比較例９～１０の場合には、本発明で提示した成分を満たしており、析出物の数も適宜制御されたが、冷間圧下率が５５％に達しないか、または８０％を超えて最終冷延焼鈍材の｛００１｝強度が１０．０以下と低く、これに伴うＢ５０も０．１８、０．２８であり、０．５に達しなかった。
前述のように、本発明の実施例により製造されたフェライト系ステンレス鋼は、熱間圧延材の焼鈍温度制御により｛１１１｝集合組織を抑制し、｛００１｝集合組織を発達させることにより、エネルギー効率が求められる洋食器素材／電気モータ用素材に適用可能な水準の磁化特性確保が可能である。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明は、これに限定されず、当該技術分野で通常の知識を有する者であれば、以下に記載する特許請求の範囲の概念と範囲から逸脱しない範囲内で、様々な変更及び変形が可能であることが理解できるであろう。
本発明によるフェライト系ステンレス鋼は、Ｂ５０値を０．５Ｔ以上で確保でき、エネルギー効率が求められる洋食器素材／電気モータ用素材に適用可能である。

Claims (7)

  1. 重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
    式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
    ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。
  2. 窒化物または炭化物の分布が１００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１に記載の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  3. ｛００１｝集合組織の強度が１０．０以上であることを特徴とする請求項１に記載の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  4. Ｂ５０が０．５Ｔ以上であることを特徴とする請求項１に記載の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  5. 重量％で、Ｃ：０．０１％以下（０は除く）、Ｎ：０．００３％以下（０は除く）、Ｃｒ：１５～１８％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｓｉ：０．２～０．３％、Ａｌ：０．００５％以下（０は除く）、Ｔｉ：０．００５％以下（０は除く）、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、下記式（１）を満たすスラブを熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延された熱間圧延材を熱延焼鈍する段階と、
    前記熱間圧延材を冷間圧延する段階と、を含むことを特徴とする磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
    式（１）：（Ｔｉ＋Ａｌ＋８＊（Ｃ＋Ｎ）／Ｍｎ）≦０．３
    ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ、Ｎ及びＭｎは、各元素の含量（重量％）を意味する。
  6. 冷間圧下率は、５５～８０％であることを特徴とする請求項５に記載の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  7. 前記熱延焼鈍温度範囲は、９００～１，２００℃であることを特徴とする請求項５に記載の磁化特性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。

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