JP3629102B2 - 磁気特性に優れた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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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、ディスプレイ管サポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
これまでディスプレイ管サポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、いわゆる軟磁性ステンレス鋼板としては、磁気特性、例えば最大比透磁率を高めるため、例えば特開昭６２−２３９６２号公報ではフェライト系ステンレス鋼板にＳｉ，Ａｌを添加する例がある。しかしながら、Ｓｉ，Ａｌの過度の添加は、材料の加工性、特に伸びを悪くし、ディスプレイ管サポートフレーム用に曲げ等の加工を行うと割れが発生し問題となっている。一方、別な手段で磁気特性を高めるためには、例えば特開平２−１８２８３４号公報では、フェライト系ステンレス鋼板の最終焼鈍を２段階の温度範囲で行うことにより、ゴス方位（｛１１０｝＜００１＞）を強く集積させる集合組織を得、磁気特性を高める例がある。しかしながら、２段階の温度範囲で最終焼鈍を行うことは操業上困難であり、またコストアップにもなり望ましくない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は以上のことをかんがみ、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５）結晶粒径が６０〜３００μｍであることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか一つに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（６）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１０）冷延板焼鈍を行って、結晶粒径を６０〜３００μｍに成長させることを特徴とする上記（６）〜（９）のいずれか一つに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【０００５】
以下、本発明鋼の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは、含有量が多くなりすぎると合金中に炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０１％とした。さらに好ましくは、０．００７％以下が良い。
【０００６】
Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、また磁気特性を向上させる元素であるが、０．１％未満ではその効果が少なく、一方、０．６％を超えた添加では加工性、特に伸びを低下させる。従ってＳｉの範囲は、０．１０〜０．６０％とした。さらに好ましくは、０．３０〜０．５０％が良い。
【０００７】
Ｍｎは、脱硫，脱酸剤として有効であるが、０．１％未満ではその効果が少なく、また１．０％を超えると、耐食性が劣化する。従って、Ｍｎの範囲は、０．１０〜１．０％とした。さらに好ましくは、０．２０〜０．５０％が良い。
【０００８】
Ｓは、含有量が多くなりすぎると合金中に硫化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
【０００９】
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を付与する基本的な元素であり、５．０％未満の含有ではその効果が少なく、一方、１３．０％を超える含有では、磁気特性が劣化する。従ってＣｒの範囲は、５．０〜１３．０％とした。さらに好ましくは、１０．０〜１１．５％が良い。
【００１０】
Ｔｉは、耐食性及び磁気特性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、また、０．５％を超える添加では、加工性、特に伸びを低下させる。従って、Ｔｉの範囲は０．０５〜０．５％とした。さらに好ましくは、０．１〜０．３％が良い。
【００１１】
Ｏは、含有量が多くなりすぎると合金中に酸化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
【００１２】
Ｎは、含有量が多くなりすぎると合金中に窒化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０１５％とした。さらに好ましくは、０．０１％以下が良い。
【００１３】
Ｃ及びＮは、共存した状態で磁気特性を劣化させる性質があるため、その上限をＣ＋Ｎ≦０．０１５％とした。さらに好ましくは、Ｃ＋Ｎは０．０１０％以下が良い。
【００１４】
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖは、耐食性を改善させる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０５％未満ではその効果が少なく、また、１．０％を超える添加では、磁気特性を損なうので、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を添加する範囲を０．０５〜１．０％とした。さらに好ましくは、０．１〜０．７％が良い。また、１種単独で添加する場合には、０．１〜０．５％が良い。
【００１５】
Ｂは、磁気特性を向上させる元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が少なく、また、０．０２％を超える添加では、熱間及び冷間での加工性を劣化させる。従って、Ｂの範囲は０．０００３〜０．０２％とした。さらに好ましくは、０．０００５〜０．０１％が良い。
【００１６】
次に製造方法を規定した理由を述べる。
本発明の製造方法は、所定の化学成分のスラブを、熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワークロールを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて焼鈍を９２０〜１１００℃の温度範囲で行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行い、表層および中心層における（１１１）面強度の和を１０以下にさせる。
【００１７】
重量％にて、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．４２％、Ｍｎ：０．３５％、Ｓ：０．００１０％、Ｃｒ：１１．１％、Ｔｉ：０．１５％、Ｏ：０．００２８％、Ｎ：０．００６５％、Ｃ＋Ｎ＝０．００９５％とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を用いて、転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２５０℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．２ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板をショットブラストと硫酸によりデスケール処理を行い、ワークロ−ル直径を６０〜５００ｍｍに種々変化させて冷間圧延を行い板厚１．２ｍｍの冷延薄板を得、焼鈍を９５０℃×１分、大気中にて行った後、ソルト・電界硝酸により酸洗処理を行った。得られた最終焼鈍板から、３０ｍｍ幅×３００ｍｍ長の試験片を切り出し、歪取り焼鈍を８００℃×１０分、大気中にて行った。（１１１）面強度は、Ｍｏ管球を線源とするＸ線回折装置により印加電圧４０ｋＶ，印加電流２００ｍＡの条件で測定した。表層における（１１１）面強度と中心層における（１１１）面強度との和は、表層と中心層でそれぞれのＸ線ピーク強度と純鉄製無方向性試料のＸ線ピーク強度の比として求めたものをたし合わせた。 磁気特性測定は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じ、２５ｃｍエプスタイン法により試験片を８枚積層させ、最大比透磁率μｍを測定した。
【００１８】
（１１１）面強度の和と磁気特性の関係について図１に示す。磁気特性としては、最大比透磁率が４０００以上の高い値である事が望まれており、そのためには表層および中心層における（１１１）面強度の和を１０以下とする必要があることが分かる。表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下になると磁気特性が向上する機構の詳細は未だ明確でないが、（１１１）方位の結晶構造が磁化困難方位であるので、（１１１）面強度の和が１０を超えると、磁化過程において、磁壁の移動障害となるためと考えられる。
【００１９】
冷間圧延におけるワークロールの直径が２００ｍｍ未満の場合には、表層と中心層への冷間圧延による歪導入が不均一に起こるため、冷間圧延後の再結晶焼鈍を行い、更に続いて製品形状加工後の歪取り焼鈍を行っても表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下にならない。従って、冷間圧延におけるワークロール直径を２００ｍｍ以上とした。
【００２０】
冷延板焼鈍において焼鈍温度が９２０℃未満の場合には、結晶粒径が６０μｍ未満と小さくなり、結晶粒界が磁壁移動になると考えられるため、磁気特性が向上しない。一方、焼鈍温度が１１００℃を超えた場合には結晶粒径が３００μｍを超えて製品形状に曲げ加工等を行うと、加工肌荒れが発生するため望ましくない。よって焼鈍温度範囲を９２０〜１１００℃とした。さらに好ましくは９３０〜１０５０℃が良い。尚、焼鈍の保定時間は、３０秒〜１０分が好ましい。また、粒径の範囲は６０〜３００μｍとした。さらに、好ましくは６０〜２２０μｍが良い。
【００２１】
その後に調質圧延を行うと、表層と中心層への歪導入が不均一に起こるため、更に続いて製品形状加工後の歪取り焼鈍を行っても表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下にならない。従って、調質圧延は行わない方が良い。尚、割れ等を起こさずに加工成型を行うためには、伸びが３４％以上の値である事が望まれている。
【００２２】
その後、７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行う。７５０℃未満では、加工後の歪が残存するために高い磁気特性が得られない。また、１０００℃を超えた場合には、歪除去の効果が飽和され、また工程にも負荷が加わるため望ましくない。よって、歪取り焼鈍温度範囲を、７５０〜１０００℃とした。さらに、好ましくは、８００〜９００℃が良い。尚、歪取り焼鈍の保定時間は、３０秒〜３０分が好ましい。
【００２３】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の優位性を実施例と比較例を用いて，具体的に説明する。
表１及び表２に、本発明例と比較例の化学成分および焼鈍条件、結晶粒径、磁気特性等を示す。
【００２４】
表１及び表２に示すような本発明鋼組成と比較鋼組成を、転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２００℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．２ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板をショットブラストと硫酸によりデスケール処理を行い、１回または２回の冷間圧延にて所定板厚の冷延薄板を得、焼鈍を９１０〜１１２０℃×１分、大気中にて行った後、ソルト・電界硝酸により酸洗処理を行った。得られた焼鈍板から、ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を採取し引張試験機により伸びを測定した。また、焼鈍板のＬ方向断面組織から、光学顕微鏡により比較法にて結晶粒径を測定した。続いて、調質圧延を省略したものと、調質圧延を実施したものから、３０ｍｍ幅×３００ｍｍ長の試験片を切り出し、歪取り焼鈍を７４０〜１０３０℃×６分、大気中にて行った。（１１１）面強度はＸ線回折装置により測定した。磁気特性測定は、最大比透磁率μｍを測定した。また、耐食性は、塩水噴霧試験（ＪＩＳ Ｚ ２３７１）後の発銹状況により、良好な順番にＡ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅの５ランクに評価した発銹試験から判断した。この際、耐銹性の優劣の判断基準として、Ｃランク以上の材料を耐食性良好と判断した。
【００２５】
Ｎｏ．１〜４０は本発明例、Ｎｏ．４１〜８１は比較例である。比較例Ｎｏ．４１〜４２、４４、４６、４８〜４９、５１〜５３、５８〜７５、７７および７９〜８０は、ワークロール直径が２００ｍｍ未満と本発明範囲から外れており、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０を超えて大きくなり、磁気特性が劣化している。
【００２６】
比較例Ｎｏ．４１は、Ｃ量が本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．４２は、Ｓｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４３は、Ｓｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。比較例Ｎｏ．４４は、Ｍｎ量が本発明範囲より低く、粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４５は、Ｍｎ量が本発明範囲より高く、耐食性が劣化している。比較例Ｎｏ．４６は、Ｓ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．４７は、Ｃｒ量が本発明範囲より低く、磁気特性は高いが、耐食性が劣化している。比較例Ｎｏ．４８は、Ｃｒ量が本発明範囲より高く、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４９は、Ｔｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５０は、Ｔｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。比較例Ｎｏ．５１は、Ｏ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５２は、Ｎ量が本発明範囲より高く、粒径が小となり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５３は、Ｃ，Ｎ量単独では本発明範囲内ではあるが、Ｃ＋Ｎ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。
【００２７】
比較例Ｎｏ．５４は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５５は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より高く、結晶粒径が大きくなり磁気特性は高いが、成品形状に成形加工した時に肌荒れが生じた。比較例Ｎｏ．５６は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より低く、加工後の歪みが残存しているために磁気特性が低い。比較例Ｎｏ．５７は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より高く、加工後の歪みは除去されているが、その効果は飽和し、また工程にも負荷が大と考えられるため望ましくない。
【００２８】
比較例Ｎｏ．５８及びＮｏ．６４は、Ｎｉ量が、比較例Ｎｏ．５９，Ｎｏ．６５及びＮｏ．７７は、Ｍｏ量が、比較例Ｎｏ．６０，Ｎｏ．７２及びＮｏ．７９は、Ｃｕ量が、比較例Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６６及びＮｏ．６８は、Ｎｂ量が、比較例Ｎｏ．６２及びＮｏ．７０は、Ｚｒ量が、比較例Ｎｏ．６３は、Ｖ量が、比較例Ｎｏ．７１は、Ｚｒ及びＶ量が、比較例Ｎｏ．７４は、Ｃｕ，Ｎｂ及びＺｒ量が、本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、磁気特性が低下している。また、比較例Ｎｏ．６７は、Ｎｉ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．６９は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．７３は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．７５は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。
【００２９】
比較例Ｎｏ．７６及びＮｏ．７８は、Ｂ量が本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、伸びが低く、冷間での加工を劣化させている。比較例Ｎｏ．８０は、Ｎｉ，Ｎｂ及びＢ量が本発明範囲を超えるものであり、磁気特性が低く、伸びが低い。比較例Ｎｏ．８１は、Ｃｕ及びＢ量が本発明範囲を超えるものであり、磁気特性が低く、伸びが低い。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】
【表６】
【００３６】
【表７】
【００３７】
【表８】
【００３８】
【発明の効果】
以上のことから明らかなように、本発明によれば、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼板を得る事ができる。
【００３９】
【図形の簡単な説明】
【００４０】
【図１】表層および中心層の（１１１）面強度の和と最大比透磁率の関係を示す図表である。
【産業上の利用分野】
本発明は、ディスプレイ管サポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、軟磁性ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
これまでディスプレイ管サポートフレーム用等の電気電子部品に用いられる、いわゆる軟磁性ステンレス鋼板としては、磁気特性、例えば最大比透磁率を高めるため、例えば特開昭６２−２３９６２号公報ではフェライト系ステンレス鋼板にＳｉ，Ａｌを添加する例がある。しかしながら、Ｓｉ，Ａｌの過度の添加は、材料の加工性、特に伸びを悪くし、ディスプレイ管サポートフレーム用に曲げ等の加工を行うと割れが発生し問題となっている。一方、別な手段で磁気特性を高めるためには、例えば特開平２−１８２８３４号公報では、フェライト系ステンレス鋼板の最終焼鈍を２段階の温度範囲で行うことにより、ゴス方位（｛１１０｝＜００１＞）を強く集積させる集合組織を得、磁気特性を高める例がある。しかしながら、２段階の温度範囲で最終焼鈍を行うことは操業上困難であり、またコストアップにもなり望ましくない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は以上のことをかんがみ、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（４）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（５）結晶粒径が６０〜３００μｍであることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか一つに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（６）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９）重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、 Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、 Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、 Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、 Ｎ ≦０．０１５％、
とし、かつＣ＋Ｎ≦０．０１５％とし、
さらに、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を添加し、
さらに、Ｂ：０．０００３〜０．０２％を添加し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００mm以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１０）冷延板焼鈍を行って、結晶粒径を６０〜３００μｍに成長させることを特徴とする上記（６）〜（９）のいずれか一つに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【０００５】
以下、本発明鋼の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは、含有量が多くなりすぎると合金中に炭化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０１％とした。さらに好ましくは、０．００７％以下が良い。
【０００６】
Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、また磁気特性を向上させる元素であるが、０．１％未満ではその効果が少なく、一方、０．６％を超えた添加では加工性、特に伸びを低下させる。従ってＳｉの範囲は、０．１０〜０．６０％とした。さらに好ましくは、０．３０〜０．５０％が良い。
【０００７】
Ｍｎは、脱硫，脱酸剤として有効であるが、０．１％未満ではその効果が少なく、また１．０％を超えると、耐食性が劣化する。従って、Ｍｎの範囲は、０．１０〜１．０％とした。さらに好ましくは、０．２０〜０．５０％が良い。
【０００８】
Ｓは、含有量が多くなりすぎると合金中に硫化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
【０００９】
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を付与する基本的な元素であり、５．０％未満の含有ではその効果が少なく、一方、１３．０％を超える含有では、磁気特性が劣化する。従ってＣｒの範囲は、５．０〜１３．０％とした。さらに好ましくは、１０．０〜１１．５％が良い。
【００１０】
Ｔｉは、耐食性及び磁気特性を向上させる元素であるが、０．０５％未満ではその効果が少なく、また、０．５％を超える添加では、加工性、特に伸びを低下させる。従って、Ｔｉの範囲は０．０５〜０．５％とした。さらに好ましくは、０．１〜０．３％が良い。
【００１１】
Ｏは、含有量が多くなりすぎると合金中に酸化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．００４％とした。さらに好ましくは、０．００３％以下が良い。
【００１２】
Ｎは、含有量が多くなりすぎると合金中に窒化物を形成し磁気特性を劣化させるため、その上限を０．０１５％とした。さらに好ましくは、０．０１％以下が良い。
【００１３】
Ｃ及びＮは、共存した状態で磁気特性を劣化させる性質があるため、その上限をＣ＋Ｎ≦０．０１５％とした。さらに好ましくは、Ｃ＋Ｎは０．０１０％以下が良い。
【００１４】
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖは、耐食性を改善させる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０５％未満ではその効果が少なく、また、１．０％を超える添加では、磁気特性を損なうので、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち１種または２種以上を添加する範囲を０．０５〜１．０％とした。さらに好ましくは、０．１〜０．７％が良い。また、１種単独で添加する場合には、０．１〜０．５％が良い。
【００１５】
Ｂは、磁気特性を向上させる元素であるが、０．０００３％未満ではその効果が少なく、また、０．０２％を超える添加では、熱間及び冷間での加工性を劣化させる。従って、Ｂの範囲は０．０００３〜０．０２％とした。さらに好ましくは、０．０００５〜０．０１％が良い。
【００１６】
次に製造方法を規定した理由を述べる。
本発明の製造方法は、所定の化学成分のスラブを、熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワークロールを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて焼鈍を９２０〜１１００℃の温度範囲で行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行い、表層および中心層における（１１１）面強度の和を１０以下にさせる。
【００１７】
重量％にて、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：０．４２％、Ｍｎ：０．３５％、Ｓ：０．００１０％、Ｃｒ：１１．１％、Ｔｉ：０．１５％、Ｏ：０．００２８％、Ｎ：０．００６５％、Ｃ＋Ｎ＝０．００９５％とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を用いて、転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２５０℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．２ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板をショットブラストと硫酸によりデスケール処理を行い、ワークロ−ル直径を６０〜５００ｍｍに種々変化させて冷間圧延を行い板厚１．２ｍｍの冷延薄板を得、焼鈍を９５０℃×１分、大気中にて行った後、ソルト・電界硝酸により酸洗処理を行った。得られた最終焼鈍板から、３０ｍｍ幅×３００ｍｍ長の試験片を切り出し、歪取り焼鈍を８００℃×１０分、大気中にて行った。（１１１）面強度は、Ｍｏ管球を線源とするＸ線回折装置により印加電圧４０ｋＶ，印加電流２００ｍＡの条件で測定した。表層における（１１１）面強度と中心層における（１１１）面強度との和は、表層と中心層でそれぞれのＸ線ピーク強度と純鉄製無方向性試料のＸ線ピーク強度の比として求めたものをたし合わせた。 磁気特性測定は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じ、２５ｃｍエプスタイン法により試験片を８枚積層させ、最大比透磁率μｍを測定した。
【００１８】
（１１１）面強度の和と磁気特性の関係について図１に示す。磁気特性としては、最大比透磁率が４０００以上の高い値である事が望まれており、そのためには表層および中心層における（１１１）面強度の和を１０以下とする必要があることが分かる。表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下になると磁気特性が向上する機構の詳細は未だ明確でないが、（１１１）方位の結晶構造が磁化困難方位であるので、（１１１）面強度の和が１０を超えると、磁化過程において、磁壁の移動障害となるためと考えられる。
【００１９】
冷間圧延におけるワークロールの直径が２００ｍｍ未満の場合には、表層と中心層への冷間圧延による歪導入が不均一に起こるため、冷間圧延後の再結晶焼鈍を行い、更に続いて製品形状加工後の歪取り焼鈍を行っても表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下にならない。従って、冷間圧延におけるワークロール直径を２００ｍｍ以上とした。
【００２０】
冷延板焼鈍において焼鈍温度が９２０℃未満の場合には、結晶粒径が６０μｍ未満と小さくなり、結晶粒界が磁壁移動になると考えられるため、磁気特性が向上しない。一方、焼鈍温度が１１００℃を超えた場合には結晶粒径が３００μｍを超えて製品形状に曲げ加工等を行うと、加工肌荒れが発生するため望ましくない。よって焼鈍温度範囲を９２０〜１１００℃とした。さらに好ましくは９３０〜１０５０℃が良い。尚、焼鈍の保定時間は、３０秒〜１０分が好ましい。また、粒径の範囲は６０〜３００μｍとした。さらに、好ましくは６０〜２２０μｍが良い。
【００２１】
その後に調質圧延を行うと、表層と中心層への歪導入が不均一に起こるため、更に続いて製品形状加工後の歪取り焼鈍を行っても表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下にならない。従って、調質圧延は行わない方が良い。尚、割れ等を起こさずに加工成型を行うためには、伸びが３４％以上の値である事が望まれている。
【００２２】
その後、７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行う。７５０℃未満では、加工後の歪が残存するために高い磁気特性が得られない。また、１０００℃を超えた場合には、歪除去の効果が飽和され、また工程にも負荷が加わるため望ましくない。よって、歪取り焼鈍温度範囲を、７５０〜１０００℃とした。さらに、好ましくは、８００〜９００℃が良い。尚、歪取り焼鈍の保定時間は、３０秒〜３０分が好ましい。
【００２３】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の優位性を実施例と比較例を用いて，具体的に説明する。
表１及び表２に、本発明例と比較例の化学成分および焼鈍条件、結晶粒径、磁気特性等を示す。
【００２４】
表１及び表２に示すような本発明鋼組成と比較鋼組成を、転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。その後１２００℃×２時間加熱後熱間圧延を行い、板厚３．２ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板をショットブラストと硫酸によりデスケール処理を行い、１回または２回の冷間圧延にて所定板厚の冷延薄板を得、焼鈍を９１０〜１１２０℃×１分、大気中にて行った後、ソルト・電界硝酸により酸洗処理を行った。得られた焼鈍板から、ＪＩＳ１３Ｂ号試験片を採取し引張試験機により伸びを測定した。また、焼鈍板のＬ方向断面組織から、光学顕微鏡により比較法にて結晶粒径を測定した。続いて、調質圧延を省略したものと、調質圧延を実施したものから、３０ｍｍ幅×３００ｍｍ長の試験片を切り出し、歪取り焼鈍を７４０〜１０３０℃×６分、大気中にて行った。（１１１）面強度はＸ線回折装置により測定した。磁気特性測定は、最大比透磁率μｍを測定した。また、耐食性は、塩水噴霧試験（ＪＩＳ Ｚ ２３７１）後の発銹状況により、良好な順番にＡ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅの５ランクに評価した発銹試験から判断した。この際、耐銹性の優劣の判断基準として、Ｃランク以上の材料を耐食性良好と判断した。
【００２５】
Ｎｏ．１〜４０は本発明例、Ｎｏ．４１〜８１は比較例である。比較例Ｎｏ．４１〜４２、４４、４６、４８〜４９、５１〜５３、５８〜７５、７７および７９〜８０は、ワークロール直径が２００ｍｍ未満と本発明範囲から外れており、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０を超えて大きくなり、磁気特性が劣化している。
【００２６】
比較例Ｎｏ．４１は、Ｃ量が本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．４２は、Ｓｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４３は、Ｓｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。比較例Ｎｏ．４４は、Ｍｎ量が本発明範囲より低く、粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４５は、Ｍｎ量が本発明範囲より高く、耐食性が劣化している。比較例Ｎｏ．４６は、Ｓ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．４７は、Ｃｒ量が本発明範囲より低く、磁気特性は高いが、耐食性が劣化している。比較例Ｎｏ．４８は、Ｃｒ量が本発明範囲より高く、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．４９は、Ｔｉ量が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５０は、Ｔｉ量が本発明範囲より高く、磁気特性は高いが、伸びが低い。比較例Ｎｏ．５１は、Ｏ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５２は、Ｎ量が本発明範囲より高く、粒径が小となり、磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５３は、Ｃ，Ｎ量単独では本発明範囲内ではあるが、Ｃ＋Ｎ量が本発明範囲より高く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。
【００２７】
比較例Ｎｏ．５４は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より低く、結晶粒径が小さくなり磁気特性が著しく低下している。比較例Ｎｏ．５５は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、焼鈍温度が本発明範囲より高く、結晶粒径が大きくなり磁気特性は高いが、成品形状に成形加工した時に肌荒れが生じた。比較例Ｎｏ．５６は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より低く、加工後の歪みが残存しているために磁気特性が低い。比較例Ｎｏ．５７は、化学成分範囲は本発明範囲内であるが、歪取り焼鈍温度が本発明範囲より高く、加工後の歪みは除去されているが、その効果は飽和し、また工程にも負荷が大と考えられるため望ましくない。
【００２８】
比較例Ｎｏ．５８及びＮｏ．６４は、Ｎｉ量が、比較例Ｎｏ．５９，Ｎｏ．６５及びＮｏ．７７は、Ｍｏ量が、比較例Ｎｏ．６０，Ｎｏ．７２及びＮｏ．７９は、Ｃｕ量が、比較例Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６６及びＮｏ．６８は、Ｎｂ量が、比較例Ｎｏ．６２及びＮｏ．７０は、Ｚｒ量が、比較例Ｎｏ．６３は、Ｖ量が、比較例Ｎｏ．７１は、Ｚｒ及びＶ量が、比較例Ｎｏ．７４は、Ｃｕ，Ｎｂ及びＺｒ量が、本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、磁気特性が低下している。また、比較例Ｎｏ．６７は、Ｎｉ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．６９は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．７３は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。比較例Ｎｏ．７５は、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ単独では本発明範囲内ではあるが、Ｎｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｖの合計量が本発明範囲を超えており、磁気特性が低下している。
【００２９】
比較例Ｎｏ．７６及びＮｏ．７８は、Ｂ量が本発明範囲を超えるものであり、この場合においては、伸びが低く、冷間での加工を劣化させている。比較例Ｎｏ．８０は、Ｎｉ，Ｎｂ及びＢ量が本発明範囲を超えるものであり、磁気特性が低く、伸びが低い。比較例Ｎｏ．８１は、Ｃｕ及びＢ量が本発明範囲を超えるものであり、磁気特性が低く、伸びが低い。
【００３０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【発明の効果】
以上のことから明らかなように、本発明によれば、磁気特性および加工性に優れたステンレス鋼板を得る事ができる。
【００３９】
【図形の簡単な説明】
【００４０】
【図１】表層および中心層の（１１１）面強度の和と最大比透磁率の関係を示す図表である。
Claims (10)
- 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち
１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０２％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち
１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を含有し、
さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０２％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、表層および中心層における（１１１）面強度の和が１０以下であり、最大比透磁率≧４０００であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 結晶粒径が６０〜３００μｍであることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち
１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０２％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 重量％にて、
Ｃ ≦０．０１％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｓ ≦０．００４％、
Ｃｒ：５〜１３％、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、
Ｏ ≦０．００４％、
Ｎ ≦０．０１５％
を含有し、かつ
Ｃ＋Ｎ≦０．０１５％であり、
さらに、
Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖのうち
１種または２種以上を合計で０．０５〜１．０％を含有し、
さらに、
Ｂ：０．０００３〜０．０２％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延を行い熱延板とし、続いてロール直径が２００ｍｍ以上を有するワ−クロ−ルを用いて１回あるいは中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行い冷延板とし、続いて９２０〜１１００℃の温度範囲で焼鈍を行い、続いて製品形状に成形加工し、続いて７５０〜１０００℃の温度範囲で歪取り焼鈍を行うことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 冷延板焼鈍を行って、結晶粒径を６０〜３００μｍに成長させることを特徴とする請求項６〜９のいずれか１項に記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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