JP3809827B2 - Ｔｉ添加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】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた低降伏強度を有するＴｉ添加フェライト系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。本発明は、ステンレスの精錬工程で各種の原料から鋼中に混入するりん（Ｐ）を精錬工程で過度に低減することなく、熱延焼鈍中に粗大な析出物を析出させ、Ｐを無害化することにより得られるものである。特に結晶組織が微細粒で、しかも高ｒ値や高延性が要求される用途に好適な加工性に優れた低降伏強度を有するＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板およびＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
特許文献１には、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善する手法として、例えば、ＣおよびＮの低減に加え、ＴｉまたはＮｂを添加する手法が開示されている。また、特許文献２には、さらに安価なＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼を製造する方法として、高温巻取りによる熱延制御に加え、鋼中のＰ、Ｓ、ＣおよびＮ含有量を規定することにより、延性低下、硬質化を招くＦｅＴｉＰの析出を抑制し、熱延鋼板の焼鈍省略を可能にする製造方法が開示されている。
【０００３】
同様に、特許文献３には、Ｔｉとりん化物、炭化物、窒化物、硫化物を形成するＰ、Ｃ、ＳおよびＮの含有量の上限値を規定し、りん化物、炭化物および硫化物が、熱延巻取り時に析出することを抑制して熱延巻取り時に再結晶を促進し、熱延鋼板の焼鈍を省略しても加工性が良好なステンレス鋼板の製造方法が開示されている。これら３件の従来技術においては、いずれもＰやＣの析出物および固溶Ｐや固溶Ｃは加工性を阻害する元素と認識されており、ＰやＣの含有量を精錬が可能な範囲で極力低減することが重要であるとされている。
【０００４】
しかしながら、このような鋼中のＰやＣの精錬による低減化は、鋼の材質改善に有効であるものの弊害もある。例えば、
（１）製鋼工程において副生するダストやスラグのリサイクルやスクラップの再利用を考慮すると、これら原料中から不可避的に混入してくるＰやＣを所定の限度まで低減するには、製鋼での精錬時間が長くなり、生産性が低下する、
（２）これら元素を低減することで、鋼の粒成長が制御しにくくなり、熱延鋼板の粒径の粗大化に伴い、異方性が増大し、リジング（表面凹凸）の発生も顕著になる、などである。
【０００５】
【特許文献１】
特開平３−２６４６５２号公報
【特許文献２】
特開平５−３２０７７２号公報
【特許文献３】
特開平１０−２０４５８８号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ステンレス鋼中にＰをある程度残存するように精錬して精錬負荷を軽減し、その代わりにＰを積極的に粗大なＴｉ系析出物として析出させ、もってＰを無害化するとともに、さらにステンレス鋼の加工性、降伏強度などの特性を改善するステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、現状設備を増強することなく、現状設備の有効利用を可能にし、鋼材のリサイクル化、製造時の省エネルギー化を達成することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である組成の鋼板において、フェライト結晶粒度が６．０以上で、かつ鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板である。
【０００８】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出していることが好ましい。
【０００９】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出していることが好ましい。
【００１０】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、熱延鋼板または冷延鋼板であることが好ましい。
【００１１】
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である鋼を、熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）の温度でＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上となるように再結晶焼鈍するＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１２】
本発明のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１３】
本発明のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１４】
さらに、本発明は、前記再結晶焼鈍した熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満の温度で、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上、好ましくは６．５以上となるように仕上げ焼鈍するＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１５】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記再結晶焼鈍した熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋５０℃）未満の温度で仕上げ焼鈍することが好ましい。
【００１６】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１７】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明者は、前記課題を解決すべく、Ｐ含有量を種々変化させた市販の工程材について、炭化物やりん化物の析出挙動が冷延焼鈍鋼板の材質に及ぼす影響について詳細に調査した。その結果、鋼板中のＰ含有量を極力低減し、炭化物やりん化物の析出を抑制するのではなく、鋼の精錬工程で原料としてスラグ、ダストの再利用も考慮した範囲で、Ｐを適度に残存させて精錬負荷を軽減した場合であっても、鋼板中のＴｉ系析出物のサイズと析出量、および鋼板のフェライト結晶粒度を特定の範囲に制御することにより、Ｐ含有量を極限まで低減しなくても、熱延鋼板や冷延鋼板の延性とｒ値が向上することを見出した。
【００１９】
具体的には、本発明者は、Ｐ含有量を種々変化させたフェライト系熱延ステンレス鋼板（Ｃ：０．００４％、Ｓｉ：０．１０％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０１３％〜０．０４６％、Ｓ：０．００３％、Ｃｒ：１６．２％、Ａｌ：０．０２％、Ｔｉ：０．１６％およびＮ：０．００８％）について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の間で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中のＴｉ含有量の５０％以上となる範囲を求め、図１に示すようなＴｉ系析出物のＴＴＰ曲線（温度−時間−析出の関係を示す曲線／析出開始曲線）を作図した。図１のノーズ部分の温度をＮとし、Ｔｉ系析出物（炭化物やりん化物など）の析出ノーズ温度Ｔと定義した。
【００２０】
また、熱延鋼板を種々な温度（５００〜１０００℃の間で２５℃間隔）と時間（１分、１０分、１時間、１００時間）で焼鈍し、硬度変化と組織観察結果から、再結晶挙動を調査した。これらの測定結果、すなわち、Ｔｉ系析出物のＴＴＰ曲線に再結晶挙動の関係を重ね合わせて見ることで、Ｔｉ系析出物が析出しやすく、しかも再結晶が完了する適切な熱処理条件を鋼板毎に見出すことができる。なお、前述のＴＴＰ曲線は、縦軸を温度、横軸を対数プロットした時間とし、鋼板中に含有される全Ｔｉ含有量の５０％以上のＴｉが析出する等高線を描き析出曲線とした。なお、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量のＴｉ系析出物として析出した割合は、鋼中の析出Ｔｉ量（質量％）を鋼中の全Ｔｉ含有量（質量％）で除して１００を乗じて算出した。
【００２１】
全Ｔｉ量はＪＩＳ Ｇ１２５８：１９９９（鉄及び鋼−誘導結合プラズマ発光分光分析方法）に準拠して測定した。すなわち、試料を塩酸と硝酸の混酸に溶解する。残渣をろ取し、炭酸ナトリウムとホウ酸ナトリウムでアルカリ融解し、これを塩酸に溶解して、先の酸溶液と合液し、純水で一定量に希釈する。ＩＣＰ発光分析装置で、この溶液中のＴｉ量（Ｔｉa）を定量する。
全Ｔｉ量（質量％）＝Ｔｉa／試料質量×１００
【００２２】
析出Ｔｉ量（質量％）は、試料をアセチルアセトン系電解液（通称：ＡＡ液）を用いて定電流電解（電流密度≦２０mA/cm2）する。この電解溶液中の電解残渣をろ取し、過酸化ナトリウムとメタホウ酸リチウムでアルカリ融解後、酸で溶解して純水で一定量に希釈する。この溶液中のＴｉ量（Ｔｉb ）をＩＣＰ発光分析装置で定量する。
析出Ｔｉ量（質量％）＝Ｔｉb ／試料質量×１００
【００２３】
また、再結晶焼鈍における析出ノーズ温度Ｔおよびその時間を種々変化させて、熱延焼鈍鋼板のＴｉ系析出物の形態（サイズ、分布、量）を調べた。さらに、この熱延焼鈍鋼板を冷間圧延した後に、種々な温度で再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）を施し、最終冷延鋼板中のＴｉ系析出物のサイズと、降伏強度（以下、ＹＳとも称す）およびフェライト結晶粒度との関係を調べた。
その結果、鋼中のＰを精錬により極力低減してＴｉ系析出物の析出を抑制しなくても、Ｐを適度に鋼中に残存させ、その後に熱延鋼板を焼鈍する際に適度な大きさのＴｉ系析出物として鋼板中のＴｉの少なくとも５０％以上を粗大析出させると、鋼中に固溶したＰやＣを低減することができ、ＰやＣの無害化と母相の高純度化の両方を同時に達成できることが判明した。そして、高温仕上げ焼鈍によって結晶粒径が粗大化した従来の低ＹＳ材に比較して、格段に微細な組織の低ＹＳ材が得られることが明らかになった。
【００２４】
すなわち、図２Ａ、２Ｂ、図３Ａ、３Ｂ、図４Ａおよび４Ｂに熱延焼鈍鋼板、中間焼鈍鋼板および仕上げ焼鈍鋼板の従来の焼鈍条件の場合と、本発明における焼鈍条件を適用した場合のＴｉ系析出物の透過型電子顕微鏡の観察結果を示す。従来の焼鈍条件の場合は、熱延焼鈍鋼板で微細析出したＴｉ系析出物がその後の冷延鋼板焼鈍（中間焼鈍および仕上げ焼鈍）で徐々に大きくなる（図３Ａおよび図４Ａ参照）のに対し、本発明のＴｉ系析出物を析出させた焼鈍条件の場合は、粗大析出物が徐々に溶解する（図３Ｂおよび図４Ｂ参照）違いがある。また、従来の焼鈍条件の場合の熱延焼鈍鋼板には、母相にＰやＣなどの固溶元素が残留し、しかも、Ｔｉ系析出物が微細なため、引張強度（以下、ＴＳとも称す）が高く、しかも延性が乏しい。その後の熱処理による中途半端なＴｉ系析出物の微細析出は鋼板を硬質化する。
【００２５】
本発明は、▲１▼熱延鋼板中のＴｉ系析出物を析出物焼鈍で粗大析出かつ低密度析出させ、これにより、▲２▼ＰやＣなど固溶元素が減少し、母相の高純度化、Ｔｉ系析出物の粗大、低密度化に伴い、冷間圧延の中間焼鈍鋼板の再結晶温度が低下し、▲３▼低温冷延鋼板焼鈍により熱延鋼板中のＴｉ系析出物の再固溶を抑制（最終焼鈍鋼板の再結晶温度も同様な機構で低温化）するものである。その結果、従来の焼鈍鋼板に比べ、固溶Ｐや固溶Ｃなどが低減するとともに、Ｔｉ系析出物が粗大かつ低密度化するので、▲４▼冷延焼鈍鋼板で低ＹＳ, 低ＴＳ、高伸び（以下、延性ＥＬとも称す）、高ｒ値を達成することができる。
【００２６】
以下、本発明における各要件について説明する。まず、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼の各元素の含有量について説明する。なお、各元素の含有量は質量％であり、単に％と表示することがある。
【００２７】
（１）Ｃ：０．０１％以下：
Ｃは、固溶Ｃとして含有されると鋼が硬質化（固溶強化）する。また、Ｃは、主に粒界にＣｒ系炭化物として析出し、二次加工脆性、粒界の耐食性を低下させる。特に、０．０１％を超えると、その影響が顕著となるので、０．０１％以下に限定する。なお、精錬負荷や析出物制御の観点から、その含有量は０．００２％超、０．００８％以下が好ましい。
【００２８】
（２）Ｓｉ：０．５％以下：
Ｓｉは、耐酸化性、耐食性の向上に有効な元素であり、大気環境での耐食性を向上させる。また、脱酸剤として鋼中の酸素除去に用いられる。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなると、固溶Ｓｉの増加に伴い鋼が硬質化し、延性も低下するので、０．５％を上限とする。好ましくは０．０５％以上０．２％以下である。
【００２９】
（３）Ｍｎ：０．３％以下：
Ｍｎは、耐酸化性を改善するのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼の靭性を劣化させ、溶接部の耐二次加工性をも劣化させるので、０．３％以下に限定する。好ましいのは０．１５％以上０．２５％以下である。
【００３０】
（４）Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、鋼を脆化する。また、固溶すると鋼を著しく硬質化し、延性を低下させる。さらに、Ｐの含有量は溶接部の耐二次加工脆性および高温疲労特性の観点から低い方が好ましい。しかし、過度の低減は、製鋼工程において、各種の原料をリサイクルして使用することを考慮した場合、製鋼コストの上昇を招く。またＰ含有量が少なくなると、Ｔｉ系析出物が小さくなる。また、熱延歪みにより析出物の安定性が低下する。また、析出物は同一体積の場合、小さく密に析出していた方が大きく粗に析出している場合より鋼を硬質化させる能力が高いため、粗大かつ低密度に析出物の形態制御することが重要である。このため、Ｐを熱延焼鈍鋼板で比較的粗大な析出物として存在させるためには適度なＰ残存が重要である。
なお、Ｐが０．０４０％を超えると耐食性や靭性の劣化が著しいので、上限を０．０４０％とした。一方、鋼の精錬負荷、精錬ダクトやスラグまたはスクラップを製鋼工程にリサイクルして使用すること、および析出物制御という観点から適正範囲は０．０１０％以上０．０４０％とする。好ましくは上記精錬負荷やリサイクルを考慮すると０．０２０％以上０．０３０％以下である。
【００３１】
（５）Ｓ：０．０１％以下：
Ｓは、鋼の耐食性を低下させる。ただし、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出し、鋼中の固溶Ｃを高温で安定析出物の形で固定することができるため、ある程度含有していても影響は少ない。そこで、製鋼時の脱硫処理にかかる経済的負担を考慮して、その含有量を０．０１％以下とする。好ましくは０．００２％以上０．００６％以下である。
【００３２】
（６）Ｃｒ：８％以上３０％以下：
Ｃｒは、耐食性の向上に有効な元素であり、十分な耐食性を確保するためには、８%以上含有する必要がある。なお、海岸環境での耐食性や溶接部も含めた高レベルの耐食性を確保するためには、不動態皮膜が安定になる１１％以上の含有が好ましい。一方、Ｃｒは鋼の加工性を低下させる元素であり、特に３０％を超えると、その影響が顕著になる。さらに、他の元素との複合作用により、α相やχ相の析出で鋼が脆くなるので、３０％を上限とする。好ましくは１５％以上２０％以下である。
【００３３】
（６）Ａｌ：１．０％以下：
Ａｌは、製鋼における脱酸剤として必要であるが、その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。ただし、過度の添加は酸化物系介在物を生成し、表面外観および耐食性が劣化することになるので１．０％以下とする。好ましくは０．０１％以上０．２％以下である。
【００３４】
（８）Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ+ Ｎ）≦３０［不等式中Ｔｉ、ＣおよびＮは、鋼中のそれぞれの成分の含有量（質量％）を表す］：
Ｔｉは、固溶ＣやＮを炭窒化物、ＰおよびＳをＦｅＴｉＰ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 やＴｉＳのようなＴｉ系りん化物やＴｉ系硫化物として固定する。Ｔｉ添加量はこのようなＴｉ系析出物のサイズや析出挙動を大きく左右するので、本発明の材質制御において、非常に重要な元素である。
Ｔｉは鋼中の各種固溶元素と前記のような析出物を形成する結果、耐食性改善および加工性を向上させる効果を有している。ただし、含有量が０．０５％未満では、Ｃ、Ｎ、ＰおよびＳを十分粗大なＴｉ系析出物として析出させ、無害化することができないため、０．０５％以上が必要である。一方、０．５％を超えると固溶Ｔｉ量が増加し、鋼の硬化、延性低下、靭性低下を招くため、０．５％を上限とする。好適には０．１０〜０．２５％である。なお、ＴｉはＣまたはＮと安定な炭化物または窒化物を形成するため、８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０を合わせて満たす必要がある。好ましくは１０≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦１５である。
【００３５】
（９）Ｎ：０．０４％以下：
Ｎは含有量が適正であれば、粒界を強化し、靭性を向上させるが、０．０４％を超えると、窒化物となって粒界に析出し、耐食性への悪影響が顕著になる。また、ＴｉとＴｉＮを形成し、冷延鋼板、特に光沢品の擦り傷の原因になるので、上限を０．０４％とする。このように、Ｎは低減することが好ましい元素であるが、フェライト単相鋼の場合、ＴｉＮがスラブ中の柱状晶の成長を抑制することでリジング改善に有効に働くので、精錬負荷をも考慮すると０．００５％以上０．０２％以下が好適である。
【００３６】
（１０）その他の成分
本発明のステンレス鋼は、前記成分を含有するのを基本とする。前記以外の成分として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含有するもの、さらには、これに、本発明の趣旨を損なわない範囲で任意成分を添加したものも本発明のステンレス鋼である。例えば、粒界脆性改善の観点から０．３％以下のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏおよび０．０１％以下のＢのうちいずれか１種以上を含有することを妨げない。
【００３７】
また、Ｎｂ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｔａ：０．３％以下、Ｗ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｓｎ：０．３％以下およびＭｏ：２．０％以下についても耐食性改善、生産性改善（靭性改善）、溶接性改善、加工性改善などの特性改善の観点からそれらのいずれか一種以上を含有することを妨げない。なおＭｇについては、製鋼工程で溶鋼容器の耐火物やスラグから解離し、０．００３％以下で含有されるが、その含有も本発明の妨げになるものではない。
【００３８】
本発明は、前記の鋼成分組成に加えて、鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］とフェライト結晶粒度を特定の範囲に規定する。これらの平均粒径Ｄｐとフェライト結晶粒度に着目した理由は以下の通りである。
本発明は、特に鋼板のリサイクルを繰り返すことにより上昇する鋼中のＰ含有量を、従来と同等の精錬負荷により０．０１〜０．０４％、好ましくは０．０２〜０．０４％の範囲に止め、析出するＴｉ系炭化物やＴｉ系りん化物のサイズを所定の大きさ以上に粗大化させることで、無害化し、さらにこれらＴｉ系析出物のピンニング効果を利用することにより、鋼板の結晶粒の粗大化を制御し、延性、リジングのみならず、機械的特性の異方性を合わせて改善するものである。ここで、Ｔｉ系炭化物やＴｉ系りん化物などの析出物は一定形状ではないので、そのサイズを評価するにあたって、鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを採用することにした。
【００３９】
なお、平均粒径Ｄｐは試験片の圧延方向の断面を１０％ＡＡ液（１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）で電解した後、抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ) で２万〜２０万倍の倍率で、視野にあるＴｉ系析出物を１００個観察し、１００個の析出物の（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２の平均値を平均粒径Ｄｐと定義した。Ｔｉ系析出物が完全に球形である場合は、長軸長さ＝短軸長さとなるので、平均粒径Ｄｐとしては単にその直径を用いればよいが、現実には球形でないことの方が多い。そこで、Ｔｉ系析出物の大きさの指標として、その最も大きい長手方向を長軸とし、この長軸の中央に直交する方向を短軸とし、１００個の析出物の（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２の平均値を前記のように平均析出物の粒径Ｄｐ（μｍ）と定義した。
なお、Ｔｉ系りん化物やＴｉ系炭化物、その他のＴｉ系析出物の析出温度や析出速度は、Ｔｉ系析出物を形成する元素の含有量により変化するが、これら元素の含有量が多いほど高温、短時間で析出する傾向にある。そこで、成分に合わせて適宜、析出ノーズ温度近傍における温度に合わせた母相の再結晶およびＴｉ系析出物の析出を考慮した箱焼鈍が有効である。
【００４０】
（１１）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］：０．０５μｍ以上１．０μｍ以下：
鋼板中のＴｉ系析出物は一般に鋼板の加工性を損なうものとして知られている。しかし本発明の熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板では、Ｔｉ系析出物を平均粒径Ｄｐとして０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲で粗大析出させると、逆に無害化され、しかも母相の高純度化が図られ、鋼板の高加工性が達成できる。また、０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲の平均粒径Ｄｐを熱延焼鈍鋼板の段階で達成した鋼板をさらに冷間圧延する場合には、再結晶温度が低下するとともに、熱延鋼板中の固溶Ｃおよび固溶Ｐ量が減少しているので、ｒ値向上に有効な板面に平行な｛１１１｝集合組織の発達が顕著になる。したがって、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐは本発明の最重要な要件の一つである。
【００４１】
なお、再結晶温度が低下することで、中間焼鈍温度もしくは仕上げ焼鈍温度が低温化する。その結果、最終冷延鋼板中の固溶Ｃ量および固溶Ｐ量の低減により、鋼の軟質化、高延性化、低降伏強度化が達成される。ただし、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０５μｍ未満の微細析出の場合、冷延歪みによりＴｉ系析出物の熱的安定性が低下するので、冷延鋼板焼鈍でＴｉ系析出物が再溶解し、固溶Ｃ、固溶Ｐの増大に加えて、Ｔｉ系微細析出物による析出効果により鋼が硬質化し、しかも微細析出物は鋼板の｛１１１｝集合組織発達を抑制するため、材質を低下させることになる。そこで、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐの下限を０．０５μｍとした。なお、Ｔｉ系析出物はこの範囲では、大きい方が有効であるが、平均粒径Ｄｐが１．０μｍを超えると延性改善には有効に働くが、ｒ値が急速に低下する。これは、粗大析出物の周囲に冷間圧延により異常加工組織が形成され、ｒ値に有害な｛１１０｝再結晶方位が形成されやすくなるためと考えられる。このような理由から、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０５μｍ以上１．０μｍ以下とする。好ましくは０．２μｍ以上０．６μｍ以下、さらに好ましくは０．３μｍ以上０．５μｍ以下である。
【００４２】
（１２）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度：６．０以上：熱延焼鈍鋼板の結晶粒度は、冷延焼鈍鋼板のリジングやｒ値に影響を及ぼす。結晶粒度は微細なほど再結晶の核生成サイトになる粒界が多くなるため、最終冷延鋼板の｛１１１｝集積度を高めるためｒ値に有利である。このように、熱延鋼板の結晶粒度と冷延鋼板のｒ値の間には、良い相関があり、熱延焼鈍鋼板の結晶粒の粗大化に伴い、ｒ値は向上するが、結晶粒度が６．０を超えると、リジング、機械的性質の異方性が増大し、さらに結晶粒が粗大化するとｒ値が低下する。これらの理由から、熱延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度の下限を６．０とした。なお、中間焼鈍鋼板を含んだ３回焼鈍、２回冷延の中間焼鈍鋼板の場合、熱延鋼板に比べ中間焼鈍鋼板は再結晶温度が低温化するため平均粒径を６．５以上とすることが好ましい。ここに、本発明で言う結晶粒度はすべてＪＩＳ Ｇ０５５２（鋼のフェライト結晶粒度試験方法）に定める切断法で測定したものであり、圧延方向（Ｌ方向）断面における倍率１００倍の観察面について５視野観察し、その平均値として求めた。
【００４３】
鋼板が冷間圧延と仕上げ焼鈍を経て製造されたものであっても、仕上げ焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度は６．０以上である必要がある。仕上げ焼鈍鋼板のフェライト結晶粒径（仕上焼鈍後のフェライト結晶粒径）は、加工後の肌荒れに影響を及ぼす。結晶粒を大きくすることで、延性やｒ値の向上が可能になるが、結晶粒度番号が６．０未満になると、結晶粒度の粗大化に伴い、加工後の製品表面にオレンジピールと呼ばれる肌荒れが生じ、外観を損ねるばかりか、肌荒れに起因して耐食性の劣化、成形性の低下を招く。そこで、仕上げ焼鈍鋼板の結晶粒度は６．０以上、好ましくは６．５以上を必要とする。
【００４４】
（１３）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出：
熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることにより、鋼板中のＰとＣの大部分をＴｉ系析出物として析出させることができる。このため、鋼板中の固溶Ｐと固溶Ｃを大きく低減することが可能となる。全Ｔｉ含有量の５０％未満を、Ｔｉ系析出物として析出させた場合は、鋼板中の固溶Ｐと固溶Ｃの低減が十分でないばかりか、微細析出物が多くなり、加工性が向上しない。より好ましくは、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の７０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることである。さらに好ましくは、上記の析出Ｔｉ量に加えて、Ｐ系析出物の析出量が、全Ｐ含有量の５０％以上であることが好ましい。
なお、全Ｔｉ含有量と析出Ｔｉ量の算出については、前述した。
【００４５】
また、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｐ含有量のＴｉ系析出物として析出した割合は、鋼中の析出Ｐ量（質量％）を鋼中の全Ｐ量で除して１００を乗じて算出した。
全Ｐ量はＪＩＳ Ｇ１２１４：１９９８（鉄及び鋼−りん定量）に準拠して測定した。すなわち、試料を塩酸と硝酸と過塩素酸の混酸に溶解し、過塩素酸白煙処理したりんをオルトリン酸とした後、モリブデン酸と錯体を形成させ、モリブドリン酸青（モリブデンブルー）吸光光度法で、溶液中のＰ量（Ｐａ）を定量する。
全Ｐ量（質量％）＝Ｐａ／試料質量×１００
【００４６】
析出Ｐ量（質量％）は、試料をアセチルアセトン系電解液（通称：ＡＡ液）を用いて定電流電解（電流密度≦２０mA/cm2）する。この電解溶液中の電解残渣をろ取し、塩酸と硝酸と過塩素酸の混酸に溶解し、過塩素酸白煙処理してりんをオルトリン酸とした後、モリブデン酸と錯体を形成させ、モリブドリン酸青（モリブデンブルー）吸光光度法で、溶液中のＰ量（Ｐb ) を定量する。
析出Ｐ量（質量％）＝Ｐb ／試料質量×１００
【００４７】
次に、本発明の低降伏強度Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板を製造する好ましい方法について説明する。
本発明が対象とするステンレス鋼板の製造工程は、製鋼工程、溶鋼から連続鋳造等によってスラブを製造する工程、スラブ加熱工程、熱間圧延工程、熱延鋼板焼鈍工程である。あるいは、さらに、冷間圧延工程、仕上げ焼鈍工程の一連の工程を経て冷延焼鈍鋼板として製造される。本発明は、特に熱間圧延後の熱延鋼板焼鈍工程と冷間圧延後の仕上げ焼鈍工程についてその条件を規定したものである。
【００４８】
本発明は、まず熱間圧延後に、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが特定範囲に入るように再結晶焼鈍を施す。ここに言うＴｉ系析出物は、具体的にはりん化物（ＦｅＴｉＰ）や炭化物、硫化物（ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 ）などの総称である。多くの場合、６５０〜８５０℃近傍に析出ノーズ温度Ｔを有するＦｅＴｉＰやＴｉＣがその大部分を占める。
【００４９】
（１４）熱延板焼鈍：
本発明では、熱延鋼板中のＴｉ系析出物を所定のサイズに粗大化することが重要である。手法としては熱間圧延、巻取り温度を規制すること、または連続焼鈍に比べ長時間の箱焼鈍（Box 炉）を施すことが挙げられる。いずれにしても、熱延鋼板中の固溶Ｃおよび固溶ＰをＴｉ系析出物として、平均粒径Ｄｐが０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲内で粗大析出させ、無害化することが肝要である。これにより、鋼板の加工性が向上する。最適温度はＦｅＴｉＰおよびＴｉＣの析出ノーズ近傍にあるため、鋼板中のＴｉ、Ｐ、Ｃ、ＳおよびＮや熱延巻取り条件によって左右されることは言うまでもない。ただし、これらの析出が最も促進される６５０〜８５０℃が焼鈍温度または均熱保持温度の好適範囲である。箱焼鈍の保持時間、熱延条件、巻取りまたは冷却工程での保持時間または冷却速度は、Ｔｉ系析出物の平均径Ｄｐが前記範囲になるように定める。さらに、鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上をＴｉ系析出物として析出させる。好ましい保持時間は実操業を考えると１〜１００時間であり、より好ましくは１〜１０時間である。
【００５０】
本発明のステンレス鋼板の製造においては、熱延焼鈍鋼板中の析出物形態が鋼板の特性を左右し、所定以上の大きさにＴｉ系析出物を粗大析出することで熱延焼鈍鋼板の母相の高純度化が図られ、冷間圧延後の再結晶温度が低下する。また熱延焼鈍鋼板中の固溶Ｃと固溶Ｐの量が減少し、ｒ値向上に有効な｛１１１｝集積への集合組織発達が顕著になるので、最終冷延焼鈍鋼板のｒ値も向上する。後述する冷延焼鈍温度の低温化によりＴｉ系析出物として析出しているＣとＰの再固溶が抑制され、結果として最終冷延焼鈍鋼板の低降伏強度化、軟質化、高延性化が達成される。
【００５１】
熱延板焼鈍温度は、（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）の範囲とする必要がある。さもなければ、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを所定のサイズに析出させることができない。また、鋼板中のＴｉの５０％以上をＴｉ系析出物として析出させることができない。そのため、Ｔｉの析出挙動からＴＴＰ曲線を作成し、析出ノーズ温度Ｔを見出した。具体的なＴＴＰ曲線の作成方法および析出ノーズ温度Ｔの求め方は、前述の図１で説明した通りである。すなわち、個々の組成の鋼板について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定してＴｉの析出量が鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上となる析出曲線を求めた。そして図１のノーズ部分Ｎに相当する温度をＴｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔとした。
【００５２】
熱延鋼板焼鈍の目的には、熱延鋼板のフェライト組織の再結晶も含むため、焼鈍温度と焼鈍時間はＴｉ系析出物を短時間で所定サイズと所定析出量（鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を析出）にすることができるように（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）とした。焼鈍温度が高すぎると再結晶するが、Ｔｉ系析出物が微細で少量であり、固溶Ｃや固溶Ｐを多く母相中に残存させることになる。また焼鈍温度が低いと再結晶が起こりにくくなるとともに、Ｔｉ系析出物が少量になる。焼鈍温度の決定には、事前の調査により析出Ｔｉ量からＴｉ系析出物の析出ノーズを見積もることが有効である。
【００５３】
（１５）仕上げ焼鈍：
冷間圧延鋼板は、（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満の温度でフェライト結晶粒度が６．０以上となるように再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）が施される。
仕上げ焼鈍は、高温ほど｛１１１｝粒が選択的に成長し、高ｒ値が達成される。仕上げ焼鈍温度が低温で、未再結晶組織が残存した場合、加工性が阻害される。ｒ値の増大を図るには、高温仕上げ焼鈍が有効であるが、その反面で結晶粒が大きくなり、加工後の肌荒れが生じて、加工性限界の低下と耐食性の劣化をもたらす。このため、仕上げ焼鈍温度は結晶粒度６．０以上、好ましくは６．５以上を確保できる範囲で高温ほど好ましい。なお、本発明の特徴は、特にＰをＦｅＴｉＰ、ＣをＴｉＣ他のＴｉ系りん化物、Ｔｉ系炭化物として粗大析出させ、無害化することにある。しかしながら、これらＴｉ系析出物は８５０℃以上で溶解が進む。例え、急速加熱、短時間保持の連続焼鈍であっても９００℃を超える熱処理では、これら析出物の溶解が進行するので、好適温度の上限を９００℃とした。なお、仕上げ焼鈍温度の下限は再結晶温度からであるが、好ましいのは結晶粒度が６．０〜７．５の範囲に入る温度であり、さらに好ましいのは結晶粒度が６．５〜７．０の範囲に入る温度である。
【００５４】
冷延焼鈍板の結晶粒度はリジングやｒ値、ＹＳ、加工性に影響を及ぼす。高温焼鈍により結晶粒径は大きくなり、粒径効果によりＹＳは低下し（Holl-pitch則）、延性は向上する。ただし、粒度番号が６．０未満になると肌荒れが著しくなり、機械的性質の異方性が増大するのみならず、外観が損なわれる。加えて、肌荒れに起因して耐食性の劣化、加工性の低下を招く。また冷延鋼板焼鈍温度がＴｉの析出ノーズ温度Ｔに比べ１００℃より高くなると、Ｔｉ系析出物が再溶解し、ＹＳが上昇する。
特定の大きさ以上に析出物を粗大化させた熱延焼鈍鋼板の場合、仕上げ焼鈍後も析出物が粗大のまま残存し、微細粒で低降伏強度の冷延焼鈍鋼板が得られる。
【００５５】
表１に示す成分組成の鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの個々の熱延鋼板について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中のＴｉ含有量の５０％以上となる範囲を求め、図１に示すようなＴｉ系析出物のＴＴＰ曲線を作図した。そして、析出ノーズ温度Ｔ（７７０℃）を決定した。ついで、熱延鋼板を８００℃（析出ノーズ温度Ｔ土５０℃）で再結晶焼鈍し、Ｔｉ系析出物の大きさを変化させ、その平均粒径Ｄｐを０．０３μｍと０．２８μｍにした熱延焼鈍鋼板を得た。その後、トータル圧下率８０％の冷間圧延により厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板を製造し、さらに種々な時間の冷延焼鈍を施し、粒度が異なる冷延焼鈍鋼板を製造した。熱延焼鈍鋼板における結晶粒度と冷延焼鈍鋼板の降伏強度を比較した。その結果を表２に示した。
なお降伏強度はＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して測定した。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
試料Ｎｏ．Ａ〜Ｅは熱延鋼板中のＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを０．２８μｍとしたもの、試料Ｎｏ．Ｆ〜Ｊは熱延鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０３μｍとしたものである。熱延焼鈍鋼板におけるフェライト結晶粒の粒度番号と冷延焼鈍鋼板の降伏強度との関係を図５に示した。表２または図５から同じ成分系の鋼でも、熱延焼鈍鋼板においてＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを大きくした方が、冷延鋼板のＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを揃えた場合に、低降伏強度が得られることが分かった。
【００５９】
そして、熱延焼鈍鋼板でのＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを０．０５μｍ以上１．０μｍ以下としたときに、好ましい低降伏強度が得られることが判明した。また冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が６．０以上、好ましくは６．５以上で、冷延鋼板焼鈍温度が（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）以下である冷延鋼板を深絞りした時に、肌荒れが発生せず、しかも冷延鋼板中のＴｉ系析出物が再溶解しないことが判明した。仕上げ焼鈍温度の下限は、前記結晶粒度を満足し、未再結晶粒が残存しない温度とすることが好ましい。なお、Ｔｉ系炭化物、Ｔｉ系りん化物を極力粗大析出物として析出する観点から、さらに好ましくは、冷延鋼板焼鈍温度は（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋５０℃）以下である。
【００６０】
なお、本発明における結晶粒径はすべてＪＩＳ Ｇ０５５２に定める切断法で測定したものであり、圧延方向（Ｌ方向）断面における倍率１００倍の観察面についても５視野観察し、その平均値として求めた。
【００６１】
本発明では、熱間圧延後の熱延鋼板焼鈍工程、冷間圧延後の仕上げ焼鈍工程以外の工程について、その条件を特に限定するものではないが、各工程について下記の条件とすることが好ましい。
【００６２】
（１６）スラブ加熱：
スラブ加熱温度が低すぎると、肌荒れの原因になるとともに、粗圧延で所定の条件で熱間圧延することが困難となり、一方、加熱温度が高すぎると、熱延鋼板の組織が粗大化し、板厚方向で集合組織が不均一になる。また、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 が再溶解し、熱延鋼板中にＣおよびＳが固溶してしまう。このため、スラブ加熱温度は９５０〜１１５０℃の範囲とする。好ましい温度範囲は１０００〜１１００℃である。
【００６３】
（１７）熱間粗圧延：
熱間粗圧延（以下、単に粗圧延とも称す）の少なくとも１パスを圧延温度８５０〜１１００℃、圧下率４０％／パス以上として行う。粗圧延の圧延温度が８５０℃未満では、再結晶が進みにくく、仕上げ焼鈍鋼板の加工性が劣り、面内異方性が大きくなるほか、圧延ロールへの負荷が大きくなり、ロール寿命が短くなる。一方、１１００℃を超えると、フェライト結晶粒が圧延方向に伸びた組織になり、異方性が大きくなる。したがって、粗圧延の圧延温度は８５０〜１１００℃、好ましくは８５０〜１０００℃である。
【００６４】
また、粗圧延の圧下率が４０％／パス未満では、板厚方向の中心部にバンド状の未結晶部分が大量に残存するため、冷延鋼板にリジングが発生し加工性が劣化する。ただし、粗圧延の１パス当たりの圧下率が６０％を超えると圧延時に焼き付けを起こし、噛み込み不良を生じるおそれがあるので、圧下率４０〜６０％／パスの範囲が特に好ましい。なお、鋼の高温強度が低い場合には、粗圧延時に鋼板表面に強い剪断歪みが生じ、板厚中心部に未再結晶組織が残存するとともに、粗圧延時に焼付を生じることもあるので、このような場合には、必要に応じて、摩擦係数０．３以下になるような潤滑を施してもよい。前述した圧延温度と圧下率の条件を満たす粗圧延を、少なくとも１パス行うことにより、深絞り性が改善される。この１パスは粗圧延のどのパスで行ってもよいが、圧延機の能力を考えると、最終パスで行うのが最も好ましい。
【００６５】
（１８）熱間仕上げ圧延：
粗圧延に続く熱間仕上げ圧延（以下、単に仕上げ圧延とも称す）では、少なくとも１パスを圧延温度６５０〜９００℃、圧下率２０〜４０％／パスで行うことが好ましい。圧延温度が６５０℃未満では、変形抵抗が大きくなって、２０％／パス以上の圧下率を確保することが難しくなるとともに、ロール負荷が大きくなる。一方、仕上げ圧延温度が９００℃を超えると圧延歪みの蓄積が小さくなり、次工程以降における加工性改善効果が小さくなる。このため、仕上げ圧延温度は６５０〜９００℃、好ましくは７００〜８００℃の範囲である。
【００６６】
また、仕上げ圧延時に、圧延温度６５０〜９００℃での圧下率が２０％未満であると、ｒ値の低下やリジングの原因になる｛１００｝／／ＮＤ、｛１００｝／／ＮＤコロニーが大きく残存する。なお、ここで、｛１００｝／／ＮＤは結晶の＜１００＞方位ベクトルが、圧延面に垂直な方位ベクトル（ＮＤ方位）と平行であることを意味する。また、｛１００｝／／ＮＤコロニーは、各結晶の＜１００＞方位ベクトルが、圧延面に垂直な方位ベクトル（ＮＤ方位）となす角度が３０°以内にある結晶の隣接集合体を意味する。一方、圧下率が４０％を超えると、噛み込み不良や形状不良を引き起こし、鋼板の表面性状の劣化を招く。よって、仕上げ圧延において、圧下率２０〜４０％の圧延を１パス以上とする。好ましい圧下率は２５〜３５％である。前述した圧延温度と圧下率の条件を満たす仕上げ圧延を少なくとも１パス行えば、深絞り性が改善される。その１パスはどのパスで行ってもよいが、圧延機の能力から最終パスで行うのが最も好ましい。
【００６７】
（１９）冷間圧延：
前記のような焼鈍を行った熱延焼鈍鋼板を冷間圧延した後、さらに再結晶焼鈍する。冷間圧延条件は特に限定されるものではなく、常法に従って行えばよい。冷間圧延は、必要に応じて６００〜９００℃の中間焼鈍を挟んで２回以上行うこともできる。この場合、全圧下率を７５％以上か、（１回目の冷間圧延の圧下率）／（最終冷間圧延の圧下率）で表される圧下比を０．７〜１．３となるように行うのが好ましい。そして、最終冷間圧延直前におけるフェライト結晶粒度を好ましくは６．０以上、より好ましくは６．５以上、さらに好ましくは７．０以上とする。中間焼鈍温度が６００℃未満の場合には、再結晶が不十分となり、ｒ値が低下するとともに、未再結晶バンド状組織に起因してリジングが著しくなる。一方、中間焼鈍温度が９００℃を超えると中間焼鈍鋼板組織が粗大化するとともに、Ｔｉ系炭化物やＴｉ系りん化物が再固溶し、Ｔｉ系析出物を所定の大きさに保てないばかりか、鋼板中に固溶Ｃおよび固溶Ｐが増加し、深絞り性に好適な集合組織の形成が阻害される。なお、全圧下率の増大は仕上げ焼鈍鋼板の｛１１１｝集合組織の発達に寄与し、ｒ値向上に有効である。
【００６８】
さらに、本発明における冷間圧延では、タンデム圧延機を採用することにより、冷間圧延のロール径を３００ｍｍφ以上のワークロールにより一方向に圧延するのが好ましい。被圧延材の剪断変形を低減し、（２２２）／（２００）を高めてｒ値の向上を図るためには、ロール径と圧延方向の影響を考慮することが好ましい。通常、ステンレス鋼の最終冷間圧延は、表面光沢を得るために、ロール径が例えば、２００ｍｍφ以下と小さいワークロールを用いて行われるが、本発明では、特にｒ値の向上を目的とするので、最終冷間圧延においてもロール径が３００ｍｍφ以上の大径ワークロールを使用することが好ましい。
【００６９】
すなわち、ロール径が１００〜２００ｍｍφのリバース圧延に比べ、３００ｍｍφ以上のロール径を有する一方向圧延であるタンデム圧延を用いると、表面での剪断変形を低減し、ｒ値を高める上で効果的である。圧延のワークロールを大径ロールでしかも一方向圧延（タンデム圧延）とすることにより（２２２）が増大する。より高いｒ値を安定して得るために、線圧（圧延荷重／板幅）を増大させて板厚方向に均一に歪みを与える必要があり、そのために、熱間圧延温度の低下、高合金化、熱間圧延速度の増加を任意に組み合わせるのが有効である。
【００７０】
本発明は、前述のように、特に製鋼原料のリサイクルにより混入しやすいＰを０．０１％以上０．０４％以下の範囲で鋼中に残存させ、これをＴｉ系析出物として所定サイズで析出させることにより析出物の無害化、適度な析出物のピンニング効果による粒成長抑制、母相の高純度化を達成した。その結果、単に精錬による高純度化を行い、析出物の微細析出もしくは析出そのものを抑制した鋼に比べ微細粒で低降伏強度化される。本発明によれば、合わせて延性、リジング、機械的特性の異方性も合わせて改善した低降伏強度フェライト系ステンレス鋼が製造できる。
【００７１】
以上説明した本発明の鋼板を用いて、溶接によりパイプに組み立てる場合には、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ（Metal Inert Gas)、ＭＡＧ（Metal Active Gas) 、ＴＩＧ(Tungsten Inert Gas)等の通常のアーク溶接方法や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接方法、および電縫溶接方法等の高周波抵抗溶接方法、高周波誘導溶接方法が適用可能である。
【００７２】
【実施例】
以下に、本発明の好ましい実施態様を実施例により詳細に説明する。
（実施例Ｎｏ．１〜１９［表３〜４］）
表３に示すＰなどの成分組成（残部が実質的にＦｅ）の鋼スラブ１〜４からなる鋼を、スラブ加熱温度１１００℃、粗圧延温度９９０℃、粗圧延の圧下率３５％、仕上げ圧延温度７５２℃、仕上げ圧延の圧下率３０％の条件で熱間圧延し、次いで、箱焼鈍温度７８０℃、箱焼鈍保持時間１０時間、中間焼鈍温度８５０℃、全圧下率８５％、圧下比１．０、仕上げ焼鈍温度９００℃の条件で熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍鋼板を製造した。なお、鋼３については、さらに板厚が５ｍｍ、２．３ｍｍ、０．８ｍｍになるように圧延する工程で、中間焼鈍を挟む３回焼鈍２回冷延法による冷間圧延と仕上げ圧延を行った。
なお、Ｔｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔは表３の鋼スラブ１〜４について、前述の図１で説明したように種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲の２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上となる析出曲線を求めた。そして、図１のノーズ部分Ｎに相当する温度をＴｉ系析出物（炭化物、りん化物など）の析出ノーズ温度Ｔとした。得られた析出ノーズ温度Ｔを表３に示した。
【００７３】
熱延鋼板および冷延鋼板の特性を調べた。それらの結果を表４に示した。
フェライト結晶粒の粒度は、熱延鋼板および仕上げ焼鈍鋼板の圧延方向（Ｌ方向）断面でフェライト結晶粒の粒度番号をＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法に準拠して求めたものである。また、ＪＩＳ １３号Ｂ試験片を用い、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定するとともに、１５％の単軸引張予歪を与えて、３点法に従う各方向のｒ値（ｒＬ，ｒＤ，ｒＣ）を求め、次式により平均ｒ値およびΔｒを計算し、ｎ数３点の平均値を求めた。
平均ｒ＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４、
Δｒ＝（ｒＬ−２ｒＤ＋ｒＣ）／２。
（ただし、ｒＬ，ｒＤおよびｒＣは、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向のｒ値を表す。）
【００７４】
さらに、耐肌荒れを示す鋼板表面のうねり高さは、鋼板の圧延方向からＪＩＳ５号試験片を切り出し、＃８００湿式研磨後、２５％の引張歪みを加えた後、表面に発生した肌荒れを、引張方向に垂直な方向に触針法で１ｃｍの長さ測定した表面粗度の値（Ｒｙ）で評価した。なお、測定は試験片の長手方向中央から±１０ｍｍの範囲で長手方向に５ｍｍ間隔で５点測定し、最大１０点の平均粗さを求めた。
【００７５】
耐リジング性の評価は圧延方向から切り出したＪＩＳ ５号試験片を両面＃６００湿式研磨紙で研磨し、２０％引張った後、それぞれの試験片の引張り方向と垂直方向の試験片中央部を粗度計を用いて測定したうねり高さを下記のＡからＥの５段階で評価した。
ランクＡは１５μｍ以下、ランクＢは３０μｍ以下、ランクＣは４５μｍ以下、ランクＤは６０μｍ以下、ランクＥは６０μｍ超である。
リジングがランクＣ、Ｄ、Ｅになるとｒ値や延性を向上させてもリジングの凹凸に起因して加工限界が低下するため、ＡとＢを合格とした。また、精錬にかかる負荷を精錬所要時間に換算して評価した。なお、スクラップやダスト、スラグのリサイクルのない溶鋼をＰ含有量０．０１５％まで低減するのにかかる場合を不合格Ｃ、７０％超１５０％未満の精錬時間を合格Ｂ、７０％以下の精錬時間に低減できる場合を合格Ａとして評価した。なお、精錬時に発生するダスト、スラグをリサイクルする場合、溶鋼に混入するＰ量が多くなるので、精錬負荷が大きくなる。
【００７６】
なお、全Ｔｉ含有量および析出Ｔｉ量は前述した方法により測定し、算出した。また、全Ｐ含有量および析出Ｐ量は前述した方法により測定し、算出した。
なお、図６には、Ｎｏ．５〜１０について、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと平均ｒ値および延性Ｅｌとの関係を示した。
また、図７には、Ｎｏ．１５〜１９について、冷延焼鈍鋼板の結晶粒度番号（GS.No.) と、冷延焼鈍鋼板の△ｒ値（異方性）および肌荒れとの関係を示した。
図６から、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと平均ｒ値との間には、平均粒径Ｄｐが０．２５μｍ程度で最大値を有する関係があり、熱延鋼板で平均ｒ値１．１以上を得るには、平均粒径Ｄｐを０．０５から１．０μｍに制御することが有効であることがわかる。
図７は、冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が冷延焼鈍鋼板の肌荒れと△ｒに影響を及ぼすことを示す例である。冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が６．０以下になると急激に肌荒れが顕著になり、しかもｒ値の異方性（△ｒ値）が大きくなることがわかる。
【００７７】
Ｎｏ．１は精錬時間が短い比較例である。Ｐ含有量が０．０４６％と多く、精錬において、Ｐが十分低減されておらず、Ｅｌ、ｒ値が低く、Ｙｓ、ＴＳが高い比較例である。
Ｎｏ．２〜３はＰ含有量が０．０４％以下まで低減した発明例である。低Ｐ化によりＥｌ、ｒ値が高く、Ｙｓ、ＴＳが低い発明例である。
Ｎｏ．４はＰ含有量が０．００８％以下まで低減した比較例である。鋼の特性は向上するが、精錬時間が長い比較例である。
Ｎｏ．５はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０３μｍと微細であり、ＹＳが高く、加工性が乏しい比較例である。
【００７８】
Ｎｏ．６〜９はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０７から０．８８μｍまで粗大化した発明例である。また、熱延鋼板の結晶粒度を６．１に統一した例であるが、Ｎｏ．５に比較して、この範囲ではＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが大きいほどＹＳが低く、Ｅｌが大きく、加工性が改善されていることを示す発明例である。
Ｎｏ．１０はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが１．１５μｍと本発明の上限値１．０μｍを超えたことで、ｒ値が低下することを示す比較例である。
【００７９】
Ｎｏ．１１〜１２は鋼２について熱延鋼板の結晶粒度が６．０未満であり、Ｅｌやｒ値が乏しく、△ｒが大きく、リジングランクがＤ、Ｃに入る比較例である。
Ｎｏ．１３〜１４は鋼２について熱延鋼板の結晶粒度を６．５、７．１と微細化することで、特にｒ値が向上し、△ｒが小さくなり、加工性が改善された発明例である。
Ｎｏ．１５〜１６は冷延鋼板の結晶粒度が４．５、５．６であって、粗大粒であり、△ｒが大きく、リジングランクがＤ、Ｃに入り、加工性を損なうことを示す比較例である。
Ｎｏ．１７〜１９はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ、熱延鋼板の結晶粒度、冷延鋼板の結晶粒度を制御し、高加工性を達成した発明例である。
【００８０】
（実施例Ｎｏ．２０〜３７［表５〜６］）
表５に示す１０種類の成分組成（残部が実質的にＦｅ）の鋼スラブ５〜１４を加熱後、スラブ加熱温度１１００℃、粗圧延温度９９０℃、粗圧延の圧下率３５％、仕上げ圧延温度７５２℃、仕上げ圧延の圧下率３０％の条件で熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔおよび、ＴｉとＰの析出量の割合は、Ｎｏ．１と同様に行って求めた。次に、表６に示すＴｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔとの温度差で熱延鋼板を再結晶焼鈍し、表６に示す平均粒径ＤｐのＴｉ析出物を析出させた。その後、トータル圧下率８０％の冷間圧延を行い、厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板を得、これに表６に示すＴｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔとの温度差で冷延鋼板を最終仕上げ焼鈍（再結晶焼鈍）を施し、得られた冷延焼鈍鋼板について、その結晶粒度と特性（ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ｒ）、リジング、ＴｉとＰの析出割合および精錬時間をＮｏ．１と同様の方法で調べた。表６にそれらの結果を示した。
【００８１】
Ｎｏ．２０はＰ含有量が０．０４６％と多く、ＪＩＳ規格外の成分系である不適合鋼５を用いた比較例である。Ｐが高すぎると熱延鋼板のＴｉ系析出物を粗大化してもＹＳは３４０MPa と硬質のままである。
Ｎｏ．２１〜２３は適合鋼６〜８を用いた発明例である。Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．１５〜０．２５μｍとすることで、平均粒径Ｄｐが微細粒にも拘わらず低降伏強度、合わせて高いＥｌ、高ｒ値を兼ね備えている発明例である。
Ｎｏ．２４はＰ含有量を０．００８％以下に低減した不適合鋼９を用いた比較例である。ここまで、Ｐ含有量を低減すると、ＹＳは低いが、異方性△ｒ値が増大するのみならず、精錬に従来以上の時間がかかる。また、リサイクルの観点から、スクラップを使用する場合、大きな制限を受けることになる。
【００８２】
Ｎｏ．２５はＮｏ．２０と同様に、Ｐ含有量が０．０４２％と高い不適合鋼１０を用いた比較例である。やはり、ＹＳは高く、他の機械的特性も劣る。
Ｎｏ．２６〜２７は、適合鋼１１〜１２を用い、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．２２μｍ、０．２５μｍとすることで加工性が向上した発明例である。
Ｎｏ．２８はＰ含有量が０．００５％まで下げた不適合鋼１３を用いた比較例である。この場合、鋼の特性は良くなるが、やはり粒成長による異方性増大やこの含有量まで精錬するために必要な精錬時間が増大し、リサイクルプロセスという観点から見るとデメリットが大きい。
【００８３】
Ｎｏ．２９〜３０は適合鋼７を用いつつも、熱延鋼板の焼鈍を（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）を超えた範囲で行った比較例である。析出ノーズ温度Ｔから高温側に大きく崩れたＮｏ．２９では、再結晶の促進には有効であるが、固溶Ｃや固溶Ｐ量が多くなり、しかもＴｉ系析出物も微細になる。その結果、固溶強化、析出強化によって鋼板は硬質化する。一方、焼鈍温度が析出ノーズ温度Ｔ（℃）−７０℃と低いＮｏ．３０は組織が未再結晶または未再結晶を部分的に残した伸長粒になる。合わせて析出物も小さいため、鋼板は良好な特性が得られない。
【００８４】
Ｎｏ．３１は熱延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを１．１１μｍまで粗大化した比較例である。平均粒径Ｄｐが１．０μｍを超え、粗大化すると延性や平均ｒ値が低下する。
Ｎｏ．３２は熱延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０３μｍと微細析出させた比較例である。平均粒径Ｄｐと降伏強度の関係を見るとＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが大きい例、例えばＮｏ，２２に比べ降伏強度が高い。
Ｎｏ．３３は仕上げ焼鈍温度を（析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１３０℃）にした比較例である。仕上げ焼鈍温度を高くすると、Ｔｉ系リン化物が再溶解し、硬質化する。
Ｎｏ．３５は冷延鋼板の結晶粒度番号が５．８と６．０未満のために肌荒れが顕著になり、リジングランクがＣとなった比較例である。
【００８５】
Ｎｏ．３４は冷延鋼板の焼鈍温度が（析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満で、かつ冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号が６．０以上の発明例である。
Ｎｏ．３６は冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号を６．０未満に粗大化した比較例である。仕上げ焼鈍鋼板の粒径を粗大化すると加工時の肌荒れが顕著になり、加工性が劣化する。
Ｎｏ．３７はＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）が５．５５と本発明の規定の下限値８を大きく下回った比較例である。鋼が硬質化、Ｅｌが乏しくなるとともに、リジング発生が顕著である。
【００８６】
【発明の効果】
本発明によれば、降伏強度が低いＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼の製造にあたり、スラグやダスト、スクラップなどのリサイクルにより溶鋼中に多く残存するＰやＣをＴｉ系析出物として粗大析出し、無害化することで同一結晶粒径において、従来の鋼材を超える高延性、低ＹＳが得られる加工性に優れたＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼が得られる。また、既存の設備を使用して製造できるので、リサイクル化、省エネルギー化の効果が大きい。
【００８７】
【表３】
【００８８】
【表４】
【００８９】
【表５】
【００９０】
【表６】
【００９１】
【表７】
【図面の簡単な説明】
【図１】 熱延焼鈍鋼板におけるＴｉ系析出物（炭化物、りん化物）のＴＴＰ曲線の模式図である。
【図２】 Ａは、従来の熱延焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）であり、Ｂは、本発明の熱延焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図３】 Ａは、従来の連続焼鈍における中間焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）であり、Ｂは、本発明の中間焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図４】 Ａは、従来の連続焼鈍における仕上げ焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）あり、Ｂは、本発明の仕上げ焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図５】 熱延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号と、冷延焼鈍鋼板の降伏強度との関係を示すグラフである。
【図６】 Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと、平均ｒ値および延性との関係を示すグラフである。
【図７】 冷延焼鈍鋼板の結晶粒度番号と、冷延焼鈍鋼板のΔｒ（異方性）および肌荒れとの関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた低降伏強度を有するＴｉ添加フェライト系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。本発明は、ステンレスの精錬工程で各種の原料から鋼中に混入するりん（Ｐ）を精錬工程で過度に低減することなく、熱延焼鈍中に粗大な析出物を析出させ、Ｐを無害化することにより得られるものである。特に結晶組織が微細粒で、しかも高ｒ値や高延性が要求される用途に好適な加工性に優れた低降伏強度を有するＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板およびＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板、ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
特許文献１には、フェライト系ステンレス鋼の加工性を改善する手法として、例えば、ＣおよびＮの低減に加え、ＴｉまたはＮｂを添加する手法が開示されている。また、特許文献２には、さらに安価なＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼を製造する方法として、高温巻取りによる熱延制御に加え、鋼中のＰ、Ｓ、ＣおよびＮ含有量を規定することにより、延性低下、硬質化を招くＦｅＴｉＰの析出を抑制し、熱延鋼板の焼鈍省略を可能にする製造方法が開示されている。
【０００３】
同様に、特許文献３には、Ｔｉとりん化物、炭化物、窒化物、硫化物を形成するＰ、Ｃ、ＳおよびＮの含有量の上限値を規定し、りん化物、炭化物および硫化物が、熱延巻取り時に析出することを抑制して熱延巻取り時に再結晶を促進し、熱延鋼板の焼鈍を省略しても加工性が良好なステンレス鋼板の製造方法が開示されている。これら３件の従来技術においては、いずれもＰやＣの析出物および固溶Ｐや固溶Ｃは加工性を阻害する元素と認識されており、ＰやＣの含有量を精錬が可能な範囲で極力低減することが重要であるとされている。
【０００４】
しかしながら、このような鋼中のＰやＣの精錬による低減化は、鋼の材質改善に有効であるものの弊害もある。例えば、
（１）製鋼工程において副生するダストやスラグのリサイクルやスクラップの再利用を考慮すると、これら原料中から不可避的に混入してくるＰやＣを所定の限度まで低減するには、製鋼での精錬時間が長くなり、生産性が低下する、
（２）これら元素を低減することで、鋼の粒成長が制御しにくくなり、熱延鋼板の粒径の粗大化に伴い、異方性が増大し、リジング（表面凹凸）の発生も顕著になる、などである。
【０００５】
【特許文献１】
特開平３−２６４６５２号公報
【特許文献２】
特開平５−３２０７７２号公報
【特許文献３】
特開平１０−２０４５８８号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ステンレス鋼中にＰをある程度残存するように精錬して精錬負荷を軽減し、その代わりにＰを積極的に粗大なＴｉ系析出物として析出させ、もってＰを無害化するとともに、さらにステンレス鋼の加工性、降伏強度などの特性を改善するステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、現状設備を増強することなく、現状設備の有効利用を可能にし、鋼材のリサイクル化、製造時の省エネルギー化を達成することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である組成の鋼板において、フェライト結晶粒度が６．０以上で、かつ鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板である。
【０００８】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出していることが好ましい。
【０００９】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出していることが好ましい。
【００１０】
本発明のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、熱延鋼板または冷延鋼板であることが好ましい。
【００１１】
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である鋼を、熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）の温度でＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上となるように再結晶焼鈍するＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１２】
本発明のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１３】
本発明のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１４】
さらに、本発明は、前記再結晶焼鈍した熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満の温度で、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上、好ましくは６．５以上となるように仕上げ焼鈍するＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１５】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記再結晶焼鈍した熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋５０℃）未満の温度で仕上げ焼鈍することが好ましい。
【００１６】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１７】
本発明のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法において、前記鋼板中の全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明者は、前記課題を解決すべく、Ｐ含有量を種々変化させた市販の工程材について、炭化物やりん化物の析出挙動が冷延焼鈍鋼板の材質に及ぼす影響について詳細に調査した。その結果、鋼板中のＰ含有量を極力低減し、炭化物やりん化物の析出を抑制するのではなく、鋼の精錬工程で原料としてスラグ、ダストの再利用も考慮した範囲で、Ｐを適度に残存させて精錬負荷を軽減した場合であっても、鋼板中のＴｉ系析出物のサイズと析出量、および鋼板のフェライト結晶粒度を特定の範囲に制御することにより、Ｐ含有量を極限まで低減しなくても、熱延鋼板や冷延鋼板の延性とｒ値が向上することを見出した。
【００１９】
具体的には、本発明者は、Ｐ含有量を種々変化させたフェライト系熱延ステンレス鋼板（Ｃ：０．００４％、Ｓｉ：０．１０％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０１３％〜０．０４６％、Ｓ：０．００３％、Ｃｒ：１６．２％、Ａｌ：０．０２％、Ｔｉ：０．１６％およびＮ：０．００８％）について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の間で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中のＴｉ含有量の５０％以上となる範囲を求め、図１に示すようなＴｉ系析出物のＴＴＰ曲線（温度−時間−析出の関係を示す曲線／析出開始曲線）を作図した。図１のノーズ部分の温度をＮとし、Ｔｉ系析出物（炭化物やりん化物など）の析出ノーズ温度Ｔと定義した。
【００２０】
また、熱延鋼板を種々な温度（５００〜１０００℃の間で２５℃間隔）と時間（１分、１０分、１時間、１００時間）で焼鈍し、硬度変化と組織観察結果から、再結晶挙動を調査した。これらの測定結果、すなわち、Ｔｉ系析出物のＴＴＰ曲線に再結晶挙動の関係を重ね合わせて見ることで、Ｔｉ系析出物が析出しやすく、しかも再結晶が完了する適切な熱処理条件を鋼板毎に見出すことができる。なお、前述のＴＴＰ曲線は、縦軸を温度、横軸を対数プロットした時間とし、鋼板中に含有される全Ｔｉ含有量の５０％以上のＴｉが析出する等高線を描き析出曲線とした。なお、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量のＴｉ系析出物として析出した割合は、鋼中の析出Ｔｉ量（質量％）を鋼中の全Ｔｉ含有量（質量％）で除して１００を乗じて算出した。
【００２１】
全Ｔｉ量はＪＩＳ Ｇ１２５８：１９９９（鉄及び鋼−誘導結合プラズマ発光分光分析方法）に準拠して測定した。すなわち、試料を塩酸と硝酸の混酸に溶解する。残渣をろ取し、炭酸ナトリウムとホウ酸ナトリウムでアルカリ融解し、これを塩酸に溶解して、先の酸溶液と合液し、純水で一定量に希釈する。ＩＣＰ発光分析装置で、この溶液中のＴｉ量（Ｔｉa）を定量する。
全Ｔｉ量（質量％）＝Ｔｉa／試料質量×１００
【００２２】
析出Ｔｉ量（質量％）は、試料をアセチルアセトン系電解液（通称：ＡＡ液）を用いて定電流電解（電流密度≦２０mA/cm2）する。この電解溶液中の電解残渣をろ取し、過酸化ナトリウムとメタホウ酸リチウムでアルカリ融解後、酸で溶解して純水で一定量に希釈する。この溶液中のＴｉ量（Ｔｉb ）をＩＣＰ発光分析装置で定量する。
析出Ｔｉ量（質量％）＝Ｔｉb ／試料質量×１００
【００２３】
また、再結晶焼鈍における析出ノーズ温度Ｔおよびその時間を種々変化させて、熱延焼鈍鋼板のＴｉ系析出物の形態（サイズ、分布、量）を調べた。さらに、この熱延焼鈍鋼板を冷間圧延した後に、種々な温度で再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）を施し、最終冷延鋼板中のＴｉ系析出物のサイズと、降伏強度（以下、ＹＳとも称す）およびフェライト結晶粒度との関係を調べた。
その結果、鋼中のＰを精錬により極力低減してＴｉ系析出物の析出を抑制しなくても、Ｐを適度に鋼中に残存させ、その後に熱延鋼板を焼鈍する際に適度な大きさのＴｉ系析出物として鋼板中のＴｉの少なくとも５０％以上を粗大析出させると、鋼中に固溶したＰやＣを低減することができ、ＰやＣの無害化と母相の高純度化の両方を同時に達成できることが判明した。そして、高温仕上げ焼鈍によって結晶粒径が粗大化した従来の低ＹＳ材に比較して、格段に微細な組織の低ＹＳ材が得られることが明らかになった。
【００２４】
すなわち、図２Ａ、２Ｂ、図３Ａ、３Ｂ、図４Ａおよび４Ｂに熱延焼鈍鋼板、中間焼鈍鋼板および仕上げ焼鈍鋼板の従来の焼鈍条件の場合と、本発明における焼鈍条件を適用した場合のＴｉ系析出物の透過型電子顕微鏡の観察結果を示す。従来の焼鈍条件の場合は、熱延焼鈍鋼板で微細析出したＴｉ系析出物がその後の冷延鋼板焼鈍（中間焼鈍および仕上げ焼鈍）で徐々に大きくなる（図３Ａおよび図４Ａ参照）のに対し、本発明のＴｉ系析出物を析出させた焼鈍条件の場合は、粗大析出物が徐々に溶解する（図３Ｂおよび図４Ｂ参照）違いがある。また、従来の焼鈍条件の場合の熱延焼鈍鋼板には、母相にＰやＣなどの固溶元素が残留し、しかも、Ｔｉ系析出物が微細なため、引張強度（以下、ＴＳとも称す）が高く、しかも延性が乏しい。その後の熱処理による中途半端なＴｉ系析出物の微細析出は鋼板を硬質化する。
【００２５】
本発明は、▲１▼熱延鋼板中のＴｉ系析出物を析出物焼鈍で粗大析出かつ低密度析出させ、これにより、▲２▼ＰやＣなど固溶元素が減少し、母相の高純度化、Ｔｉ系析出物の粗大、低密度化に伴い、冷間圧延の中間焼鈍鋼板の再結晶温度が低下し、▲３▼低温冷延鋼板焼鈍により熱延鋼板中のＴｉ系析出物の再固溶を抑制（最終焼鈍鋼板の再結晶温度も同様な機構で低温化）するものである。その結果、従来の焼鈍鋼板に比べ、固溶Ｐや固溶Ｃなどが低減するとともに、Ｔｉ系析出物が粗大かつ低密度化するので、▲４▼冷延焼鈍鋼板で低ＹＳ, 低ＴＳ、高伸び（以下、延性ＥＬとも称す）、高ｒ値を達成することができる。
【００２６】
以下、本発明における各要件について説明する。まず、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼の各元素の含有量について説明する。なお、各元素の含有量は質量％であり、単に％と表示することがある。
【００２７】
（１）Ｃ：０．０１％以下：
Ｃは、固溶Ｃとして含有されると鋼が硬質化（固溶強化）する。また、Ｃは、主に粒界にＣｒ系炭化物として析出し、二次加工脆性、粒界の耐食性を低下させる。特に、０．０１％を超えると、その影響が顕著となるので、０．０１％以下に限定する。なお、精錬負荷や析出物制御の観点から、その含有量は０．００２％超、０．００８％以下が好ましい。
【００２８】
（２）Ｓｉ：０．５％以下：
Ｓｉは、耐酸化性、耐食性の向上に有効な元素であり、大気環境での耐食性を向上させる。また、脱酸剤として鋼中の酸素除去に用いられる。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなると、固溶Ｓｉの増加に伴い鋼が硬質化し、延性も低下するので、０．５％を上限とする。好ましくは０．０５％以上０．２％以下である。
【００２９】
（３）Ｍｎ：０．３％以下：
Ｍｎは、耐酸化性を改善するのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼の靭性を劣化させ、溶接部の耐二次加工性をも劣化させるので、０．３％以下に限定する。好ましいのは０．１５％以上０．２５％以下である。
【００３０】
（４）Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下
Ｐは、粒界に偏析し、鋼を脆化する。また、固溶すると鋼を著しく硬質化し、延性を低下させる。さらに、Ｐの含有量は溶接部の耐二次加工脆性および高温疲労特性の観点から低い方が好ましい。しかし、過度の低減は、製鋼工程において、各種の原料をリサイクルして使用することを考慮した場合、製鋼コストの上昇を招く。またＰ含有量が少なくなると、Ｔｉ系析出物が小さくなる。また、熱延歪みにより析出物の安定性が低下する。また、析出物は同一体積の場合、小さく密に析出していた方が大きく粗に析出している場合より鋼を硬質化させる能力が高いため、粗大かつ低密度に析出物の形態制御することが重要である。このため、Ｐを熱延焼鈍鋼板で比較的粗大な析出物として存在させるためには適度なＰ残存が重要である。
なお、Ｐが０．０４０％を超えると耐食性や靭性の劣化が著しいので、上限を０．０４０％とした。一方、鋼の精錬負荷、精錬ダクトやスラグまたはスクラップを製鋼工程にリサイクルして使用すること、および析出物制御という観点から適正範囲は０．０１０％以上０．０４０％とする。好ましくは上記精錬負荷やリサイクルを考慮すると０．０２０％以上０．０３０％以下である。
【００３１】
（５）Ｓ：０．０１％以下：
Ｓは、鋼の耐食性を低下させる。ただし、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として析出し、鋼中の固溶Ｃを高温で安定析出物の形で固定することができるため、ある程度含有していても影響は少ない。そこで、製鋼時の脱硫処理にかかる経済的負担を考慮して、その含有量を０．０１％以下とする。好ましくは０．００２％以上０．００６％以下である。
【００３２】
（６）Ｃｒ：８％以上３０％以下：
Ｃｒは、耐食性の向上に有効な元素であり、十分な耐食性を確保するためには、８%以上含有する必要がある。なお、海岸環境での耐食性や溶接部も含めた高レベルの耐食性を確保するためには、不動態皮膜が安定になる１１％以上の含有が好ましい。一方、Ｃｒは鋼の加工性を低下させる元素であり、特に３０％を超えると、その影響が顕著になる。さらに、他の元素との複合作用により、α相やχ相の析出で鋼が脆くなるので、３０％を上限とする。好ましくは１５％以上２０％以下である。
【００３３】
（６）Ａｌ：１．０％以下：
Ａｌは、製鋼における脱酸剤として必要であるが、その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。ただし、過度の添加は酸化物系介在物を生成し、表面外観および耐食性が劣化することになるので１．０％以下とする。好ましくは０．０１％以上０．２％以下である。
【００３４】
（８）Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ+ Ｎ）≦３０［不等式中Ｔｉ、ＣおよびＮは、鋼中のそれぞれの成分の含有量（質量％）を表す］：
Ｔｉは、固溶ＣやＮを炭窒化物、ＰおよびＳをＦｅＴｉＰ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 やＴｉＳのようなＴｉ系りん化物やＴｉ系硫化物として固定する。Ｔｉ添加量はこのようなＴｉ系析出物のサイズや析出挙動を大きく左右するので、本発明の材質制御において、非常に重要な元素である。
Ｔｉは鋼中の各種固溶元素と前記のような析出物を形成する結果、耐食性改善および加工性を向上させる効果を有している。ただし、含有量が０．０５％未満では、Ｃ、Ｎ、ＰおよびＳを十分粗大なＴｉ系析出物として析出させ、無害化することができないため、０．０５％以上が必要である。一方、０．５％を超えると固溶Ｔｉ量が増加し、鋼の硬化、延性低下、靭性低下を招くため、０．５％を上限とする。好適には０．１０〜０．２５％である。なお、ＴｉはＣまたはＮと安定な炭化物または窒化物を形成するため、８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０を合わせて満たす必要がある。好ましくは１０≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦１５である。
【００３５】
（９）Ｎ：０．０４％以下：
Ｎは含有量が適正であれば、粒界を強化し、靭性を向上させるが、０．０４％を超えると、窒化物となって粒界に析出し、耐食性への悪影響が顕著になる。また、ＴｉとＴｉＮを形成し、冷延鋼板、特に光沢品の擦り傷の原因になるので、上限を０．０４％とする。このように、Ｎは低減することが好ましい元素であるが、フェライト単相鋼の場合、ＴｉＮがスラブ中の柱状晶の成長を抑制することでリジング改善に有効に働くので、精錬負荷をも考慮すると０．００５％以上０．０２％以下が好適である。
【００３６】
（１０）その他の成分
本発明のステンレス鋼は、前記成分を含有するのを基本とする。前記以外の成分として、Ｆｅおよび不可避的不純物を含有するもの、さらには、これに、本発明の趣旨を損なわない範囲で任意成分を添加したものも本発明のステンレス鋼である。例えば、粒界脆性改善の観点から０．３％以下のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏおよび０．０１％以下のＢのうちいずれか１種以上を含有することを妨げない。
【００３７】
また、Ｎｂ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．１％以下、Ｔａ：０．３％以下、Ｗ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｓｎ：０．３％以下およびＭｏ：２．０％以下についても耐食性改善、生産性改善（靭性改善）、溶接性改善、加工性改善などの特性改善の観点からそれらのいずれか一種以上を含有することを妨げない。なおＭｇについては、製鋼工程で溶鋼容器の耐火物やスラグから解離し、０．００３％以下で含有されるが、その含有も本発明の妨げになるものではない。
【００３８】
本発明は、前記の鋼成分組成に加えて、鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］とフェライト結晶粒度を特定の範囲に規定する。これらの平均粒径Ｄｐとフェライト結晶粒度に着目した理由は以下の通りである。
本発明は、特に鋼板のリサイクルを繰り返すことにより上昇する鋼中のＰ含有量を、従来と同等の精錬負荷により０．０１〜０．０４％、好ましくは０．０２〜０．０４％の範囲に止め、析出するＴｉ系炭化物やＴｉ系りん化物のサイズを所定の大きさ以上に粗大化させることで、無害化し、さらにこれらＴｉ系析出物のピンニング効果を利用することにより、鋼板の結晶粒の粗大化を制御し、延性、リジングのみならず、機械的特性の異方性を合わせて改善するものである。ここで、Ｔｉ系炭化物やＴｉ系りん化物などの析出物は一定形状ではないので、そのサイズを評価するにあたって、鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを採用することにした。
【００３９】
なお、平均粒径Ｄｐは試験片の圧延方向の断面を１０％ＡＡ液（１０％アセチルアセトン−１％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）で電解した後、抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（加速電圧２００ｋＶ) で２万〜２０万倍の倍率で、視野にあるＴｉ系析出物を１００個観察し、１００個の析出物の（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２の平均値を平均粒径Ｄｐと定義した。Ｔｉ系析出物が完全に球形である場合は、長軸長さ＝短軸長さとなるので、平均粒径Ｄｐとしては単にその直径を用いればよいが、現実には球形でないことの方が多い。そこで、Ｔｉ系析出物の大きさの指標として、その最も大きい長手方向を長軸とし、この長軸の中央に直交する方向を短軸とし、１００個の析出物の（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２の平均値を前記のように平均析出物の粒径Ｄｐ（μｍ）と定義した。
なお、Ｔｉ系りん化物やＴｉ系炭化物、その他のＴｉ系析出物の析出温度や析出速度は、Ｔｉ系析出物を形成する元素の含有量により変化するが、これら元素の含有量が多いほど高温、短時間で析出する傾向にある。そこで、成分に合わせて適宜、析出ノーズ温度近傍における温度に合わせた母相の再結晶およびＴｉ系析出物の析出を考慮した箱焼鈍が有効である。
【００４０】
（１１）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］：０．０５μｍ以上１．０μｍ以下：
鋼板中のＴｉ系析出物は一般に鋼板の加工性を損なうものとして知られている。しかし本発明の熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板では、Ｔｉ系析出物を平均粒径Ｄｐとして０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲で粗大析出させると、逆に無害化され、しかも母相の高純度化が図られ、鋼板の高加工性が達成できる。また、０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲の平均粒径Ｄｐを熱延焼鈍鋼板の段階で達成した鋼板をさらに冷間圧延する場合には、再結晶温度が低下するとともに、熱延鋼板中の固溶Ｃおよび固溶Ｐ量が減少しているので、ｒ値向上に有効な板面に平行な｛１１１｝集合組織の発達が顕著になる。したがって、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐは本発明の最重要な要件の一つである。
【００４１】
なお、再結晶温度が低下することで、中間焼鈍温度もしくは仕上げ焼鈍温度が低温化する。その結果、最終冷延鋼板中の固溶Ｃ量および固溶Ｐ量の低減により、鋼の軟質化、高延性化、低降伏強度化が達成される。ただし、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０５μｍ未満の微細析出の場合、冷延歪みによりＴｉ系析出物の熱的安定性が低下するので、冷延鋼板焼鈍でＴｉ系析出物が再溶解し、固溶Ｃ、固溶Ｐの増大に加えて、Ｔｉ系微細析出物による析出効果により鋼が硬質化し、しかも微細析出物は鋼板の｛１１１｝集合組織発達を抑制するため、材質を低下させることになる。そこで、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐの下限を０．０５μｍとした。なお、Ｔｉ系析出物はこの範囲では、大きい方が有効であるが、平均粒径Ｄｐが１．０μｍを超えると延性改善には有効に働くが、ｒ値が急速に低下する。これは、粗大析出物の周囲に冷間圧延により異常加工組織が形成され、ｒ値に有害な｛１１０｝再結晶方位が形成されやすくなるためと考えられる。このような理由から、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０５μｍ以上１．０μｍ以下とする。好ましくは０．２μｍ以上０．６μｍ以下、さらに好ましくは０．３μｍ以上０．５μｍ以下である。
【００４２】
（１２）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度：６．０以上：熱延焼鈍鋼板の結晶粒度は、冷延焼鈍鋼板のリジングやｒ値に影響を及ぼす。結晶粒度は微細なほど再結晶の核生成サイトになる粒界が多くなるため、最終冷延鋼板の｛１１１｝集積度を高めるためｒ値に有利である。このように、熱延鋼板の結晶粒度と冷延鋼板のｒ値の間には、良い相関があり、熱延焼鈍鋼板の結晶粒の粗大化に伴い、ｒ値は向上するが、結晶粒度が６．０を超えると、リジング、機械的性質の異方性が増大し、さらに結晶粒が粗大化するとｒ値が低下する。これらの理由から、熱延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度の下限を６．０とした。なお、中間焼鈍鋼板を含んだ３回焼鈍、２回冷延の中間焼鈍鋼板の場合、熱延鋼板に比べ中間焼鈍鋼板は再結晶温度が低温化するため平均粒径を６．５以上とすることが好ましい。ここに、本発明で言う結晶粒度はすべてＪＩＳ Ｇ０５５２（鋼のフェライト結晶粒度試験方法）に定める切断法で測定したものであり、圧延方向（Ｌ方向）断面における倍率１００倍の観察面について５視野観察し、その平均値として求めた。
【００４３】
鋼板が冷間圧延と仕上げ焼鈍を経て製造されたものであっても、仕上げ焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度は６．０以上である必要がある。仕上げ焼鈍鋼板のフェライト結晶粒径（仕上焼鈍後のフェライト結晶粒径）は、加工後の肌荒れに影響を及ぼす。結晶粒を大きくすることで、延性やｒ値の向上が可能になるが、結晶粒度番号が６．０未満になると、結晶粒度の粗大化に伴い、加工後の製品表面にオレンジピールと呼ばれる肌荒れが生じ、外観を損ねるばかりか、肌荒れに起因して耐食性の劣化、成形性の低下を招く。そこで、仕上げ焼鈍鋼板の結晶粒度は６．０以上、好ましくは６．５以上を必要とする。
【００４４】
（１３）熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出：
熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることにより、鋼板中のＰとＣの大部分をＴｉ系析出物として析出させることができる。このため、鋼板中の固溶Ｐと固溶Ｃを大きく低減することが可能となる。全Ｔｉ含有量の５０％未満を、Ｔｉ系析出物として析出させた場合は、鋼板中の固溶Ｐと固溶Ｃの低減が十分でないばかりか、微細析出物が多くなり、加工性が向上しない。より好ましくは、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｔｉ含有量の７０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させることである。さらに好ましくは、上記の析出Ｔｉ量に加えて、Ｐ系析出物の析出量が、全Ｐ含有量の５０％以上であることが好ましい。
なお、全Ｔｉ含有量と析出Ｔｉ量の算出については、前述した。
【００４５】
また、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板中の全Ｐ含有量のＴｉ系析出物として析出した割合は、鋼中の析出Ｐ量（質量％）を鋼中の全Ｐ量で除して１００を乗じて算出した。
全Ｐ量はＪＩＳ Ｇ１２１４：１９９８（鉄及び鋼−りん定量）に準拠して測定した。すなわち、試料を塩酸と硝酸と過塩素酸の混酸に溶解し、過塩素酸白煙処理したりんをオルトリン酸とした後、モリブデン酸と錯体を形成させ、モリブドリン酸青（モリブデンブルー）吸光光度法で、溶液中のＰ量（Ｐａ）を定量する。
全Ｐ量（質量％）＝Ｐａ／試料質量×１００
【００４６】
析出Ｐ量（質量％）は、試料をアセチルアセトン系電解液（通称：ＡＡ液）を用いて定電流電解（電流密度≦２０mA/cm2）する。この電解溶液中の電解残渣をろ取し、塩酸と硝酸と過塩素酸の混酸に溶解し、過塩素酸白煙処理してりんをオルトリン酸とした後、モリブデン酸と錯体を形成させ、モリブドリン酸青（モリブデンブルー）吸光光度法で、溶液中のＰ量（Ｐb ) を定量する。
析出Ｐ量（質量％）＝Ｐb ／試料質量×１００
【００４７】
次に、本発明の低降伏強度Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板を製造する好ましい方法について説明する。
本発明が対象とするステンレス鋼板の製造工程は、製鋼工程、溶鋼から連続鋳造等によってスラブを製造する工程、スラブ加熱工程、熱間圧延工程、熱延鋼板焼鈍工程である。あるいは、さらに、冷間圧延工程、仕上げ焼鈍工程の一連の工程を経て冷延焼鈍鋼板として製造される。本発明は、特に熱間圧延後の熱延鋼板焼鈍工程と冷間圧延後の仕上げ焼鈍工程についてその条件を規定したものである。
【００４８】
本発明は、まず熱間圧延後に、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが特定範囲に入るように再結晶焼鈍を施す。ここに言うＴｉ系析出物は、具体的にはりん化物（ＦｅＴｉＰ）や炭化物、硫化物（ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 ）などの総称である。多くの場合、６５０〜８５０℃近傍に析出ノーズ温度Ｔを有するＦｅＴｉＰやＴｉＣがその大部分を占める。
【００４９】
（１４）熱延板焼鈍：
本発明では、熱延鋼板中のＴｉ系析出物を所定のサイズに粗大化することが重要である。手法としては熱間圧延、巻取り温度を規制すること、または連続焼鈍に比べ長時間の箱焼鈍（Box 炉）を施すことが挙げられる。いずれにしても、熱延鋼板中の固溶Ｃおよび固溶ＰをＴｉ系析出物として、平均粒径Ｄｐが０．０５μｍ以上１．０μｍ以下の範囲内で粗大析出させ、無害化することが肝要である。これにより、鋼板の加工性が向上する。最適温度はＦｅＴｉＰおよびＴｉＣの析出ノーズ近傍にあるため、鋼板中のＴｉ、Ｐ、Ｃ、ＳおよびＮや熱延巻取り条件によって左右されることは言うまでもない。ただし、これらの析出が最も促進される６５０〜８５０℃が焼鈍温度または均熱保持温度の好適範囲である。箱焼鈍の保持時間、熱延条件、巻取りまたは冷却工程での保持時間または冷却速度は、Ｔｉ系析出物の平均径Ｄｐが前記範囲になるように定める。さらに、鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上をＴｉ系析出物として析出させる。好ましい保持時間は実操業を考えると１〜１００時間であり、より好ましくは１〜１０時間である。
【００５０】
本発明のステンレス鋼板の製造においては、熱延焼鈍鋼板中の析出物形態が鋼板の特性を左右し、所定以上の大きさにＴｉ系析出物を粗大析出することで熱延焼鈍鋼板の母相の高純度化が図られ、冷間圧延後の再結晶温度が低下する。また熱延焼鈍鋼板中の固溶Ｃと固溶Ｐの量が減少し、ｒ値向上に有効な｛１１１｝集積への集合組織発達が顕著になるので、最終冷延焼鈍鋼板のｒ値も向上する。後述する冷延焼鈍温度の低温化によりＴｉ系析出物として析出しているＣとＰの再固溶が抑制され、結果として最終冷延焼鈍鋼板の低降伏強度化、軟質化、高延性化が達成される。
【００５１】
熱延板焼鈍温度は、（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）の範囲とする必要がある。さもなければ、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを所定のサイズに析出させることができない。また、鋼板中のＴｉの５０％以上をＴｉ系析出物として析出させることができない。そのため、Ｔｉの析出挙動からＴＴＰ曲線を作成し、析出ノーズ温度Ｔを見出した。具体的なＴＴＰ曲線の作成方法および析出ノーズ温度Ｔの求め方は、前述の図１で説明した通りである。すなわち、個々の組成の鋼板について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定してＴｉの析出量が鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上となる析出曲線を求めた。そして図１のノーズ部分Ｎに相当する温度をＴｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔとした。
【００５２】
熱延鋼板焼鈍の目的には、熱延鋼板のフェライト組織の再結晶も含むため、焼鈍温度と焼鈍時間はＴｉ系析出物を短時間で所定サイズと所定析出量（鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上を析出）にすることができるように（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）とした。焼鈍温度が高すぎると再結晶するが、Ｔｉ系析出物が微細で少量であり、固溶Ｃや固溶Ｐを多く母相中に残存させることになる。また焼鈍温度が低いと再結晶が起こりにくくなるとともに、Ｔｉ系析出物が少量になる。焼鈍温度の決定には、事前の調査により析出Ｔｉ量からＴｉ系析出物の析出ノーズを見積もることが有効である。
【００５３】
（１５）仕上げ焼鈍：
冷間圧延鋼板は、（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満の温度でフェライト結晶粒度が６．０以上となるように再結晶焼鈍（仕上げ焼鈍）が施される。
仕上げ焼鈍は、高温ほど｛１１１｝粒が選択的に成長し、高ｒ値が達成される。仕上げ焼鈍温度が低温で、未再結晶組織が残存した場合、加工性が阻害される。ｒ値の増大を図るには、高温仕上げ焼鈍が有効であるが、その反面で結晶粒が大きくなり、加工後の肌荒れが生じて、加工性限界の低下と耐食性の劣化をもたらす。このため、仕上げ焼鈍温度は結晶粒度６．０以上、好ましくは６．５以上を確保できる範囲で高温ほど好ましい。なお、本発明の特徴は、特にＰをＦｅＴｉＰ、ＣをＴｉＣ他のＴｉ系りん化物、Ｔｉ系炭化物として粗大析出させ、無害化することにある。しかしながら、これらＴｉ系析出物は８５０℃以上で溶解が進む。例え、急速加熱、短時間保持の連続焼鈍であっても９００℃を超える熱処理では、これら析出物の溶解が進行するので、好適温度の上限を９００℃とした。なお、仕上げ焼鈍温度の下限は再結晶温度からであるが、好ましいのは結晶粒度が６．０〜７．５の範囲に入る温度であり、さらに好ましいのは結晶粒度が６．５〜７．０の範囲に入る温度である。
【００５４】
冷延焼鈍板の結晶粒度はリジングやｒ値、ＹＳ、加工性に影響を及ぼす。高温焼鈍により結晶粒径は大きくなり、粒径効果によりＹＳは低下し（Holl-pitch則）、延性は向上する。ただし、粒度番号が６．０未満になると肌荒れが著しくなり、機械的性質の異方性が増大するのみならず、外観が損なわれる。加えて、肌荒れに起因して耐食性の劣化、加工性の低下を招く。また冷延鋼板焼鈍温度がＴｉの析出ノーズ温度Ｔに比べ１００℃より高くなると、Ｔｉ系析出物が再溶解し、ＹＳが上昇する。
特定の大きさ以上に析出物を粗大化させた熱延焼鈍鋼板の場合、仕上げ焼鈍後も析出物が粗大のまま残存し、微細粒で低降伏強度の冷延焼鈍鋼板が得られる。
【００５５】
表１に示す成分組成の鋼スラブを、スラブ加熱後、熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。これらの個々の熱延鋼板について、種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲で２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中のＴｉ含有量の５０％以上となる範囲を求め、図１に示すようなＴｉ系析出物のＴＴＰ曲線を作図した。そして、析出ノーズ温度Ｔ（７７０℃）を決定した。ついで、熱延鋼板を８００℃（析出ノーズ温度Ｔ土５０℃）で再結晶焼鈍し、Ｔｉ系析出物の大きさを変化させ、その平均粒径Ｄｐを０．０３μｍと０．２８μｍにした熱延焼鈍鋼板を得た。その後、トータル圧下率８０％の冷間圧延により厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板を製造し、さらに種々な時間の冷延焼鈍を施し、粒度が異なる冷延焼鈍鋼板を製造した。熱延焼鈍鋼板における結晶粒度と冷延焼鈍鋼板の降伏強度を比較した。その結果を表２に示した。
なお降伏強度はＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して測定した。
【００５６】
【表１】
【表２】
試料Ｎｏ．Ａ〜Ｅは熱延鋼板中のＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを０．２８μｍとしたもの、試料Ｎｏ．Ｆ〜Ｊは熱延鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０３μｍとしたものである。熱延焼鈍鋼板におけるフェライト結晶粒の粒度番号と冷延焼鈍鋼板の降伏強度との関係を図５に示した。表２または図５から同じ成分系の鋼でも、熱延焼鈍鋼板においてＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを大きくした方が、冷延鋼板のＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを揃えた場合に、低降伏強度が得られることが分かった。
【００５９】
そして、熱延焼鈍鋼板でのＴｉ系折出物の平均粒径Ｄｐを０．０５μｍ以上１．０μｍ以下としたときに、好ましい低降伏強度が得られることが判明した。また冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が６．０以上、好ましくは６．５以上で、冷延鋼板焼鈍温度が（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）以下である冷延鋼板を深絞りした時に、肌荒れが発生せず、しかも冷延鋼板中のＴｉ系析出物が再溶解しないことが判明した。仕上げ焼鈍温度の下限は、前記結晶粒度を満足し、未再結晶粒が残存しない温度とすることが好ましい。なお、Ｔｉ系炭化物、Ｔｉ系りん化物を極力粗大析出物として析出する観点から、さらに好ましくは、冷延鋼板焼鈍温度は（Ｔｉの析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋５０℃）以下である。
【００６０】
なお、本発明における結晶粒径はすべてＪＩＳ Ｇ０５５２に定める切断法で測定したものであり、圧延方向（Ｌ方向）断面における倍率１００倍の観察面についても５視野観察し、その平均値として求めた。
【００６１】
本発明では、熱間圧延後の熱延鋼板焼鈍工程、冷間圧延後の仕上げ焼鈍工程以外の工程について、その条件を特に限定するものではないが、各工程について下記の条件とすることが好ましい。
【００６２】
（１６）スラブ加熱：
スラブ加熱温度が低すぎると、肌荒れの原因になるとともに、粗圧延で所定の条件で熱間圧延することが困難となり、一方、加熱温度が高すぎると、熱延鋼板の組織が粗大化し、板厚方向で集合組織が不均一になる。また、Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 が再溶解し、熱延鋼板中にＣおよびＳが固溶してしまう。このため、スラブ加熱温度は９５０〜１１５０℃の範囲とする。好ましい温度範囲は１０００〜１１００℃である。
【００６３】
（１７）熱間粗圧延：
熱間粗圧延（以下、単に粗圧延とも称す）の少なくとも１パスを圧延温度８５０〜１１００℃、圧下率４０％／パス以上として行う。粗圧延の圧延温度が８５０℃未満では、再結晶が進みにくく、仕上げ焼鈍鋼板の加工性が劣り、面内異方性が大きくなるほか、圧延ロールへの負荷が大きくなり、ロール寿命が短くなる。一方、１１００℃を超えると、フェライト結晶粒が圧延方向に伸びた組織になり、異方性が大きくなる。したがって、粗圧延の圧延温度は８５０〜１１００℃、好ましくは８５０〜１０００℃である。
【００６４】
また、粗圧延の圧下率が４０％／パス未満では、板厚方向の中心部にバンド状の未結晶部分が大量に残存するため、冷延鋼板にリジングが発生し加工性が劣化する。ただし、粗圧延の１パス当たりの圧下率が６０％を超えると圧延時に焼き付けを起こし、噛み込み不良を生じるおそれがあるので、圧下率４０〜６０％／パスの範囲が特に好ましい。なお、鋼の高温強度が低い場合には、粗圧延時に鋼板表面に強い剪断歪みが生じ、板厚中心部に未再結晶組織が残存するとともに、粗圧延時に焼付を生じることもあるので、このような場合には、必要に応じて、摩擦係数０．３以下になるような潤滑を施してもよい。前述した圧延温度と圧下率の条件を満たす粗圧延を、少なくとも１パス行うことにより、深絞り性が改善される。この１パスは粗圧延のどのパスで行ってもよいが、圧延機の能力を考えると、最終パスで行うのが最も好ましい。
【００６５】
（１８）熱間仕上げ圧延：
粗圧延に続く熱間仕上げ圧延（以下、単に仕上げ圧延とも称す）では、少なくとも１パスを圧延温度６５０〜９００℃、圧下率２０〜４０％／パスで行うことが好ましい。圧延温度が６５０℃未満では、変形抵抗が大きくなって、２０％／パス以上の圧下率を確保することが難しくなるとともに、ロール負荷が大きくなる。一方、仕上げ圧延温度が９００℃を超えると圧延歪みの蓄積が小さくなり、次工程以降における加工性改善効果が小さくなる。このため、仕上げ圧延温度は６５０〜９００℃、好ましくは７００〜８００℃の範囲である。
【００６６】
また、仕上げ圧延時に、圧延温度６５０〜９００℃での圧下率が２０％未満であると、ｒ値の低下やリジングの原因になる｛１００｝／／ＮＤ、｛１００｝／／ＮＤコロニーが大きく残存する。なお、ここで、｛１００｝／／ＮＤは結晶の＜１００＞方位ベクトルが、圧延面に垂直な方位ベクトル（ＮＤ方位）と平行であることを意味する。また、｛１００｝／／ＮＤコロニーは、各結晶の＜１００＞方位ベクトルが、圧延面に垂直な方位ベクトル（ＮＤ方位）となす角度が３０°以内にある結晶の隣接集合体を意味する。一方、圧下率が４０％を超えると、噛み込み不良や形状不良を引き起こし、鋼板の表面性状の劣化を招く。よって、仕上げ圧延において、圧下率２０〜４０％の圧延を１パス以上とする。好ましい圧下率は２５〜３５％である。前述した圧延温度と圧下率の条件を満たす仕上げ圧延を少なくとも１パス行えば、深絞り性が改善される。その１パスはどのパスで行ってもよいが、圧延機の能力から最終パスで行うのが最も好ましい。
【００６７】
（１９）冷間圧延：
前記のような焼鈍を行った熱延焼鈍鋼板を冷間圧延した後、さらに再結晶焼鈍する。冷間圧延条件は特に限定されるものではなく、常法に従って行えばよい。冷間圧延は、必要に応じて６００〜９００℃の中間焼鈍を挟んで２回以上行うこともできる。この場合、全圧下率を７５％以上か、（１回目の冷間圧延の圧下率）／（最終冷間圧延の圧下率）で表される圧下比を０．７〜１．３となるように行うのが好ましい。そして、最終冷間圧延直前におけるフェライト結晶粒度を好ましくは６．０以上、より好ましくは６．５以上、さらに好ましくは７．０以上とする。中間焼鈍温度が６００℃未満の場合には、再結晶が不十分となり、ｒ値が低下するとともに、未再結晶バンド状組織に起因してリジングが著しくなる。一方、中間焼鈍温度が９００℃を超えると中間焼鈍鋼板組織が粗大化するとともに、Ｔｉ系炭化物やＴｉ系りん化物が再固溶し、Ｔｉ系析出物を所定の大きさに保てないばかりか、鋼板中に固溶Ｃおよび固溶Ｐが増加し、深絞り性に好適な集合組織の形成が阻害される。なお、全圧下率の増大は仕上げ焼鈍鋼板の｛１１１｝集合組織の発達に寄与し、ｒ値向上に有効である。
【００６８】
さらに、本発明における冷間圧延では、タンデム圧延機を採用することにより、冷間圧延のロール径を３００ｍｍφ以上のワークロールにより一方向に圧延するのが好ましい。被圧延材の剪断変形を低減し、（２２２）／（２００）を高めてｒ値の向上を図るためには、ロール径と圧延方向の影響を考慮することが好ましい。通常、ステンレス鋼の最終冷間圧延は、表面光沢を得るために、ロール径が例えば、２００ｍｍφ以下と小さいワークロールを用いて行われるが、本発明では、特にｒ値の向上を目的とするので、最終冷間圧延においてもロール径が３００ｍｍφ以上の大径ワークロールを使用することが好ましい。
【００６９】
すなわち、ロール径が１００〜２００ｍｍφのリバース圧延に比べ、３００ｍｍφ以上のロール径を有する一方向圧延であるタンデム圧延を用いると、表面での剪断変形を低減し、ｒ値を高める上で効果的である。圧延のワークロールを大径ロールでしかも一方向圧延（タンデム圧延）とすることにより（２２２）が増大する。より高いｒ値を安定して得るために、線圧（圧延荷重／板幅）を増大させて板厚方向に均一に歪みを与える必要があり、そのために、熱間圧延温度の低下、高合金化、熱間圧延速度の増加を任意に組み合わせるのが有効である。
【００７０】
本発明は、前述のように、特に製鋼原料のリサイクルにより混入しやすいＰを０．０１％以上０．０４％以下の範囲で鋼中に残存させ、これをＴｉ系析出物として所定サイズで析出させることにより析出物の無害化、適度な析出物のピンニング効果による粒成長抑制、母相の高純度化を達成した。その結果、単に精錬による高純度化を行い、析出物の微細析出もしくは析出そのものを抑制した鋼に比べ微細粒で低降伏強度化される。本発明によれば、合わせて延性、リジング、機械的特性の異方性も合わせて改善した低降伏強度フェライト系ステンレス鋼が製造できる。
【００７１】
以上説明した本発明の鋼板を用いて、溶接によりパイプに組み立てる場合には、特に限定されるものではなく、ＭＩＧ（Metal Inert Gas)、ＭＡＧ（Metal Active Gas) 、ＴＩＧ(Tungsten Inert Gas)等の通常のアーク溶接方法や、スポット溶接、シーム溶接等の抵抗溶接方法、および電縫溶接方法等の高周波抵抗溶接方法、高周波誘導溶接方法が適用可能である。
【００７２】
【実施例】
以下に、本発明の好ましい実施態様を実施例により詳細に説明する。
（実施例Ｎｏ．１〜１９［表３〜４］）
表３に示すＰなどの成分組成（残部が実質的にＦｅ）の鋼スラブ１〜４からなる鋼を、スラブ加熱温度１１００℃、粗圧延温度９９０℃、粗圧延の圧下率３５％、仕上げ圧延温度７５２℃、仕上げ圧延の圧下率３０％の条件で熱間圧延し、次いで、箱焼鈍温度７８０℃、箱焼鈍保持時間１０時間、中間焼鈍温度８５０℃、全圧下率８５％、圧下比１．０、仕上げ焼鈍温度９００℃の条件で熱延鋼板を焼鈍して熱延焼鈍鋼板を製造した。なお、鋼３については、さらに板厚が５ｍｍ、２．３ｍｍ、０．８ｍｍになるように圧延する工程で、中間焼鈍を挟む３回焼鈍２回冷延法による冷間圧延と仕上げ圧延を行った。
なお、Ｔｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔは表３の鋼スラブ１〜４について、前述の図１で説明したように種々の焼鈍温度（５００〜１０００℃の範囲の２５℃間隔）と焼鈍時間（１分、１０分、１時間、１００時間）での析出Ｔｉ量を測定して、析出Ｔｉ量が鋼板中の全Ｔｉ含有量の５０％以上となる析出曲線を求めた。そして、図１のノーズ部分Ｎに相当する温度をＴｉ系析出物（炭化物、りん化物など）の析出ノーズ温度Ｔとした。得られた析出ノーズ温度Ｔを表３に示した。
【００７３】
熱延鋼板および冷延鋼板の特性を調べた。それらの結果を表４に示した。
フェライト結晶粒の粒度は、熱延鋼板および仕上げ焼鈍鋼板の圧延方向（Ｌ方向）断面でフェライト結晶粒の粒度番号をＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法に準拠して求めたものである。また、ＪＩＳ １３号Ｂ試験片を用い、熱延焼鈍鋼板および冷延焼鈍鋼板のＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定するとともに、１５％の単軸引張予歪を与えて、３点法に従う各方向のｒ値（ｒＬ，ｒＤ，ｒＣ）を求め、次式により平均ｒ値およびΔｒを計算し、ｎ数３点の平均値を求めた。
平均ｒ＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４、
Δｒ＝（ｒＬ−２ｒＤ＋ｒＣ）／２。
（ただし、ｒＬ，ｒＤおよびｒＣは、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°の方向のｒ値を表す。）
【００７４】
さらに、耐肌荒れを示す鋼板表面のうねり高さは、鋼板の圧延方向からＪＩＳ５号試験片を切り出し、＃８００湿式研磨後、２５％の引張歪みを加えた後、表面に発生した肌荒れを、引張方向に垂直な方向に触針法で１ｃｍの長さ測定した表面粗度の値（Ｒｙ）で評価した。なお、測定は試験片の長手方向中央から±１０ｍｍの範囲で長手方向に５ｍｍ間隔で５点測定し、最大１０点の平均粗さを求めた。
【００７５】
耐リジング性の評価は圧延方向から切り出したＪＩＳ ５号試験片を両面＃６００湿式研磨紙で研磨し、２０％引張った後、それぞれの試験片の引張り方向と垂直方向の試験片中央部を粗度計を用いて測定したうねり高さを下記のＡからＥの５段階で評価した。
ランクＡは１５μｍ以下、ランクＢは３０μｍ以下、ランクＣは４５μｍ以下、ランクＤは６０μｍ以下、ランクＥは６０μｍ超である。
リジングがランクＣ、Ｄ、Ｅになるとｒ値や延性を向上させてもリジングの凹凸に起因して加工限界が低下するため、ＡとＢを合格とした。また、精錬にかかる負荷を精錬所要時間に換算して評価した。なお、スクラップやダスト、スラグのリサイクルのない溶鋼をＰ含有量０．０１５％まで低減するのにかかる場合を不合格Ｃ、７０％超１５０％未満の精錬時間を合格Ｂ、７０％以下の精錬時間に低減できる場合を合格Ａとして評価した。なお、精錬時に発生するダスト、スラグをリサイクルする場合、溶鋼に混入するＰ量が多くなるので、精錬負荷が大きくなる。
【００７６】
なお、全Ｔｉ含有量および析出Ｔｉ量は前述した方法により測定し、算出した。また、全Ｐ含有量および析出Ｐ量は前述した方法により測定し、算出した。
なお、図６には、Ｎｏ．５〜１０について、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと平均ｒ値および延性Ｅｌとの関係を示した。
また、図７には、Ｎｏ．１５〜１９について、冷延焼鈍鋼板の結晶粒度番号（GS.No.) と、冷延焼鈍鋼板の△ｒ値（異方性）および肌荒れとの関係を示した。
図６から、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと平均ｒ値との間には、平均粒径Ｄｐが０．２５μｍ程度で最大値を有する関係があり、熱延鋼板で平均ｒ値１．１以上を得るには、平均粒径Ｄｐを０．０５から１．０μｍに制御することが有効であることがわかる。
図７は、冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が冷延焼鈍鋼板の肌荒れと△ｒに影響を及ぼすことを示す例である。冷延焼鈍鋼板の結晶粒度が６．０以下になると急激に肌荒れが顕著になり、しかもｒ値の異方性（△ｒ値）が大きくなることがわかる。
【００７７】
Ｎｏ．１は精錬時間が短い比較例である。Ｐ含有量が０．０４６％と多く、精錬において、Ｐが十分低減されておらず、Ｅｌ、ｒ値が低く、Ｙｓ、ＴＳが高い比較例である。
Ｎｏ．２〜３はＰ含有量が０．０４％以下まで低減した発明例である。低Ｐ化によりＥｌ、ｒ値が高く、Ｙｓ、ＴＳが低い発明例である。
Ｎｏ．４はＰ含有量が０．００８％以下まで低減した比較例である。鋼の特性は向上するが、精錬時間が長い比較例である。
Ｎｏ．５はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０３μｍと微細であり、ＹＳが高く、加工性が乏しい比較例である。
【００７８】
Ｎｏ．６〜９はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．０７から０．８８μｍまで粗大化した発明例である。また、熱延鋼板の結晶粒度を６．１に統一した例であるが、Ｎｏ．５に比較して、この範囲ではＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが大きいほどＹＳが低く、Ｅｌが大きく、加工性が改善されていることを示す発明例である。
Ｎｏ．１０はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが１．１５μｍと本発明の上限値１．０μｍを超えたことで、ｒ値が低下することを示す比較例である。
【００７９】
Ｎｏ．１１〜１２は鋼２について熱延鋼板の結晶粒度が６．０未満であり、Ｅｌやｒ値が乏しく、△ｒが大きく、リジングランクがＤ、Ｃに入る比較例である。
Ｎｏ．１３〜１４は鋼２について熱延鋼板の結晶粒度を６．５、７．１と微細化することで、特にｒ値が向上し、△ｒが小さくなり、加工性が改善された発明例である。
Ｎｏ．１５〜１６は冷延鋼板の結晶粒度が４．５、５．６であって、粗大粒であり、△ｒが大きく、リジングランクがＤ、Ｃに入り、加工性を損なうことを示す比較例である。
Ｎｏ．１７〜１９はＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ、熱延鋼板の結晶粒度、冷延鋼板の結晶粒度を制御し、高加工性を達成した発明例である。
【００８０】
（実施例Ｎｏ．２０〜３７［表５〜６］）
表５に示す１０種類の成分組成（残部が実質的にＦｅ）の鋼スラブ５〜１４を加熱後、スラブ加熱温度１１００℃、粗圧延温度９９０℃、粗圧延の圧下率３５％、仕上げ圧延温度７５２℃、仕上げ圧延の圧下率３０％の条件で熱間圧延し、厚さ４ｍｍの熱延鋼板を得た。なお、Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔおよび、ＴｉとＰの析出量の割合は、Ｎｏ．１と同様に行って求めた。次に、表６に示すＴｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔとの温度差で熱延鋼板を再結晶焼鈍し、表６に示す平均粒径ＤｐのＴｉ析出物を析出させた。その後、トータル圧下率８０％の冷間圧延を行い、厚さ０．８ｍｍの冷延鋼板を得、これに表６に示すＴｉ析出物の析出ノーズ温度Ｔとの温度差で冷延鋼板を最終仕上げ焼鈍（再結晶焼鈍）を施し、得られた冷延焼鈍鋼板について、その結晶粒度と特性（ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌ、ｒ）、リジング、ＴｉとＰの析出割合および精錬時間をＮｏ．１と同様の方法で調べた。表６にそれらの結果を示した。
【００８１】
Ｎｏ．２０はＰ含有量が０．０４６％と多く、ＪＩＳ規格外の成分系である不適合鋼５を用いた比較例である。Ｐが高すぎると熱延鋼板のＴｉ系析出物を粗大化してもＹＳは３４０MPa と硬質のままである。
Ｎｏ．２１〜２３は適合鋼６〜８を用いた発明例である。Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを０．１５〜０．２５μｍとすることで、平均粒径Ｄｐが微細粒にも拘わらず低降伏強度、合わせて高いＥｌ、高ｒ値を兼ね備えている発明例である。
Ｎｏ．２４はＰ含有量を０．００８％以下に低減した不適合鋼９を用いた比較例である。ここまで、Ｐ含有量を低減すると、ＹＳは低いが、異方性△ｒ値が増大するのみならず、精錬に従来以上の時間がかかる。また、リサイクルの観点から、スクラップを使用する場合、大きな制限を受けることになる。
【００８２】
Ｎｏ．２５はＮｏ．２０と同様に、Ｐ含有量が０．０４２％と高い不適合鋼１０を用いた比較例である。やはり、ＹＳは高く、他の機械的特性も劣る。
Ｎｏ．２６〜２７は、適合鋼１１〜１２を用い、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．２２μｍ、０．２５μｍとすることで加工性が向上した発明例である。
Ｎｏ．２８はＰ含有量が０．００５％まで下げた不適合鋼１３を用いた比較例である。この場合、鋼の特性は良くなるが、やはり粒成長による異方性増大やこの含有量まで精錬するために必要な精錬時間が増大し、リサイクルプロセスという観点から見るとデメリットが大きい。
【００８３】
Ｎｏ．２９〜３０は適合鋼７を用いつつも、熱延鋼板の焼鈍を（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）を超えた範囲で行った比較例である。析出ノーズ温度Ｔから高温側に大きく崩れたＮｏ．２９では、再結晶の促進には有効であるが、固溶Ｃや固溶Ｐ量が多くなり、しかもＴｉ系析出物も微細になる。その結果、固溶強化、析出強化によって鋼板は硬質化する。一方、焼鈍温度が析出ノーズ温度Ｔ（℃）−７０℃と低いＮｏ．３０は組織が未再結晶または未再結晶を部分的に残した伸長粒になる。合わせて析出物も小さいため、鋼板は良好な特性が得られない。
【００８４】
Ｎｏ．３１は熱延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐを１．１１μｍまで粗大化した比較例である。平均粒径Ｄｐが１．０μｍを超え、粗大化すると延性や平均ｒ値が低下する。
Ｎｏ．３２は熱延焼鈍鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが０．０３μｍと微細析出させた比較例である。平均粒径Ｄｐと降伏強度の関係を見るとＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐが大きい例、例えばＮｏ，２２に比べ降伏強度が高い。
Ｎｏ．３３は仕上げ焼鈍温度を（析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１３０℃）にした比較例である。仕上げ焼鈍温度を高くすると、Ｔｉ系リン化物が再溶解し、硬質化する。
Ｎｏ．３５は冷延鋼板の結晶粒度番号が５．８と６．０未満のために肌荒れが顕著になり、リジングランクがＣとなった比較例である。
【００８５】
Ｎｏ．３４は冷延鋼板の焼鈍温度が（析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満で、かつ冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号が６．０以上の発明例である。
Ｎｏ．３６は冷延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号を６．０未満に粗大化した比較例である。仕上げ焼鈍鋼板の粒径を粗大化すると加工時の肌荒れが顕著になり、加工性が劣化する。
Ｎｏ．３７はＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）が５．５５と本発明の規定の下限値８を大きく下回った比較例である。鋼が硬質化、Ｅｌが乏しくなるとともに、リジング発生が顕著である。
【００８６】
【発明の効果】
本発明によれば、降伏強度が低いＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼の製造にあたり、スラグやダスト、スクラップなどのリサイクルにより溶鋼中に多く残存するＰやＣをＴｉ系析出物として粗大析出し、無害化することで同一結晶粒径において、従来の鋼材を超える高延性、低ＹＳが得られる加工性に優れたＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼が得られる。また、既存の設備を使用して製造できるので、リサイクル化、省エネルギー化の効果が大きい。
【００８７】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【図面の簡単な説明】
【図１】 熱延焼鈍鋼板におけるＴｉ系析出物（炭化物、りん化物）のＴＴＰ曲線の模式図である。
【図２】 Ａは、従来の熱延焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）であり、Ｂは、本発明の熱延焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図３】 Ａは、従来の連続焼鈍における中間焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）であり、Ｂは、本発明の中間焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図４】 Ａは、従来の連続焼鈍における仕上げ焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）あり、Ｂは、本発明の仕上げ焼鈍条件によるＴｉ系析出物の形態（ＴＥＭ／レプリカ）である。
【図５】 熱延焼鈍鋼板のフェライト結晶粒度番号と、冷延焼鈍鋼板の降伏強度との関係を示すグラフである。
【図６】 Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐと、平均ｒ値および延性との関係を示すグラフである。
【図７】 冷延焼鈍鋼板の結晶粒度番号と、冷延焼鈍鋼板のΔｒ（異方性）および肌荒れとの関係を示すグラフである。
Claims (12)
- 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である組成の鋼板において、フェライト結晶粒度が６．０以上で、かつ鋼板中のＴｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下であるＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板。
- 前記鋼板に含有される全Ｔｉの５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出している請求項１に記載のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板。
- 前記鋼板に含有される全Ｐの５０％以上が、Ｔｉ系析出物として析出している請求項２に記載のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板。
- 前記鋼板が熱延鋼板である請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板。
- 前記鋼板が冷延鋼板である請求項１〜３のいずれかに記載のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｐ：０．０１０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：８％以上３０％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．５％以下およびＮ：０．０４％以下を含有し、かつ８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦３０である鋼を、熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）±５０℃）の温度で、Ｔｉ系析出物の平均粒径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上となるように再結晶焼鈍するＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼板に含有される全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させる請求項６に記載のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼板に含有される全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させる請求項７に記載のＴｉ添加フェライト系熱延ステンレス鋼板の製造方法。
- 請求項６に記載の製造方法により製造された熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋１００℃）未満の温度で、Ｔｉ系析出物の平均径Ｄｐ［（Ｔｉ系析出物の長軸長さ＋Ｔｉ系析出物の短軸長さ）／２］が０．０５μｍ以上１．０μｍ以下で、かつフェライト結晶粒度が６．０以上となるように仕上げ焼鈍するＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記熱延ステンレス鋼板を冷間圧延した後、（Ｔｉ系析出物の析出ノーズ温度Ｔ（℃）＋５０℃）未満の温度で仕上げ焼鈍する請求項９に記載のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼板に含有される全Ｔｉ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させる請求項９または１０に記載のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼板に含有される全Ｐ含有量の５０％以上を、Ｔｉ系析出物として析出させる請求項１１に記載のＴｉ添加フェライト系冷延ステンレス鋼板の製造方法。
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