JP4214671B2 - 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4214671B2 JP4214671B2 JP2000335802A JP2000335802A JP4214671B2 JP 4214671 B2 JP4214671 B2 JP 4214671B2 JP 2000335802 A JP2000335802 A JP 2000335802A JP 2000335802 A JP2000335802 A JP 2000335802A JP 4214671 B2 JP4214671 B2 JP 4214671B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- hot
- rolling
- rolled
- annealing
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法に係り、詳しくは、建築物の外装材、厨房器具、化学プラント、貯水槽、自動車用耐熱部材等の使途に好適なフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系耐熱鋼板を含むフェライト系鋼板のうち、とくに延性、加工性、および耐リジング性に優れるフェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
本発明において、「鋼板」は切り板状の鋼板のみならず鋼帯も含むものとする。
【０００３】
【従来の技術】
ステンレス鋼板は、表面が美麗で、耐食性に優れているため、建築物の外装材、厨房器具、化学プラント、貯水槽等の使途に幅広く使用されている。特に、オーステナイト系ステンレス鋼板は、成形性や延性さらには耐リジング性といった各種特性が、従来、フェライト系ステンレス鋼板に比べ優れていたため、上記のような広範囲の使途に用いられてきた。
【０００４】
一方、フェライト系ステンレス鋼板は、近年の鋼の高純度化技術の発展により、成形特性が改善され、最近では、従来SUS 304,SUS 316 などのオーステナイト系ステンレス鋼板が使用されてきた用途への適用が検討されている。これは、フェライト系ステンレス鋼板が有する特徴、例えば、熱膨張係数が小さいこと、応力腐食割れ感受性が小さいこと、しかも高価なNiを含まないため安価であること、といった長所が広く知られるようになってきたからである。
【０００５】
また、Cr含有量がステンレス鋼に比べ少ないフェライト系耐熱鋼板は、耐食性の面でステンレス鋼に比べ劣るものの、安価であるため自動車用耐熱部材の素材を中心として利用されてきている。
しかし、これらフェライト系ステンレス鋼板やフェライト系耐熱鋼板（以下、両者をフェライト系鋼板と総称する）も、成形加工品への用途を考えた場合、未だ、オーステナイト系鋼板に比べて延性に乏しく、また、成形加工時リジングと呼ばれるしわ状の凹凸を生じて加工品の美観を損ね、表面研磨の負荷を増大させるという問題があった。このため、フェライト系鋼板の一層の用途拡大のためには、延性、加工性の向上と耐リジング性の改善が必要であった。
【０００６】
ところで、フェライト系鋼板の延性、加工性および耐リジング性を改善するための従来の試みとして、例えば、特開昭52−24913 号公報には、Alを添加することで固溶Ｎ量を低減し２次加工性を改善した鋼が、また、特開昭57−70223 号公報には、Alに加えさらにTi，Nb，Ｖ，Zr，Ｂを単独または複合添加することで固溶Ｃ，Ｎ量を共に低減し加工性を改善した鋼が、さらに、特開昭54−112319号公報には、低Ｃ，Ｎ鋼（Ｃ％＋Ｎ％：0.02〜0.06％）にZrを添加することでプレス成形性を改善した鋼が開示されている。
【０００７】
一方、耐リジング性を改善するためには、例えば、特開平10−53817 号公報に開示されているように、熱間圧延における強圧下が有効である。また、特開平２−170923号公報には、熱延板に対し圧下率２〜30％の冷間圧下を加えることで焼鈍時の再結晶挙動を促進することにより、連続焼鈍を可能にし、しかもｒ値（ランクフォード値）および耐リジング性を改善する技術が開示されているが、いずれも、良好な耐リジング性と高いｒ値をともに具備するまでの改善となっておらず、さらなる改善の余地が残されていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このように、上記した従来技術では、加工性に大きな改善が認められるものの耐リジング性の改善効果が不十分であった。そのため、プレス成形などの加工を施す用途においては、成形品表面の美観を向上させるために、製造工程における研磨負荷が大きいという問題があった。また、上記した従来技術では、平均のｒ値や伸びに改善が見られるものの伸びの面内異方性が大きいため、実際のプレス加工等において十分な加工性が得られないという問題もあり、延性、加工性および耐リジング性を十分なレベルで兼ね備えた鋼板を低コストで製造することは非常に困難であった。
【０００９】
リジングの発生は、フェライト系ステンレス鋼の本質的な問題であり、従来からその根本的解決が望まれていた。例えば特開平９−263900号公報、特開平10-330887 号公報には、結晶粒の方位コロニーを制御することにより耐リジング性を向上させる技術が開示されている。
特開平９−263900号公報に記載された技術では、冷間圧延用原板となる熱延鋼板の熱間圧延時の圧延温度、摩擦係数、圧下率、圧延速度、圧延パス間時間を調節することにより、｛１１１｝方位コロニーの板厚方向分布を制御して、リジング特性の改善を図っている。
【００１０】
また、特開平10-330887 号公報に記載された技術では、鋼の溶製段階における塩基度を調整するとともに、熱間圧延工程におけるスラブ抽出から粗圧延工程終了までの時間、粗圧延工程における圧延温度、摩擦係数、圧下率を調整することにより、圧延方向に平行な板厚断面における方位コロニーの厚さを板厚の30％以下とすることでリジング特性の改善を図っている。
【００１１】
しかしながら、特開平９−263900号公報、特開平10-330887 号公報に記載された技術により、方位コロニーの形成を抑制しても、リジングの発生を完全には防止することができず、リジング発生のないSUS 304 鋼にくらべ、成形後の表面品質が劣るという問題が残されていた。
本発明の目的は、上記の困難を克服し、優れた延性、加工性および耐リジング性を兼備し、伸びの面内異方性が小さく、とくにSUS 304 鋼並みの耐リジング性を有し、成形後の表面品質に優れる高加工性フェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、Ｂを0.0002〜0.0030質量％含有したフェライト系Cr含有鋼板の製造工程において、熱間圧延（熱延）後の鋼板に対し、熱延板焼鈍に先立ち圧下率２〜15％の温間または冷間での予備圧延を行うことにより、延性、加工性および耐リジング性をともに改善し、かつ伸びの面内異方性を極めて小さくすることが可能になることを見出し、本発明を完成するに至った。なお、熱延板焼鈍は、箱焼鈍あるいは連続焼鈍のうちのいずれでもよいが、連続焼鈍とする場合には、Ｃ、Ｎ含有量を低減し、さらにTi、Nbといったスタビライズ元素を含有する組成とする必要があることを知見した。
【００１３】
また、本発明者らは、フェライト系Cr含有鋼板の本質的な問題であるリジングの発生に関し、その根本的な解決策を得るべく鋼板の結晶粒組織に着目して、鋭意検討した。その結果、耐リジング性の顕著な改善には、熱延板焼鈍後の結晶粒の伸展度を板厚全域にわたって小さくすることが重要であることを見いだした。なお、ここでいう結晶粒の伸展度とは、圧延方向に平行な板厚断面における、結晶粒の圧延方向の長さと結晶粒の板厚方向の長さの比を意味する。
【００１４】
また、冷延−仕上げ焼鈍後の鋼板（冷延焼鈍板）中に存在する圧延方向に並んだ粗大結晶粒からなるコロニー（粗大粒コロニー）の生成を防止することによって、リジングの発生が著しく抑制されることを見いだした。なお、ここでいう粗大粒コロニーとは、圧延方向に平行な板厚断面における平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する粗大結晶粒が圧延方向に連続的に並んだ集合体を意味する。
【００１５】
まず、本発明の骨子となる、熱延板への歪み付与の作用について、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
表１に示す組成の熱延板ａ（Ｂ添加鋼板）に、冷間にて０〜20％の圧下率の圧延（以下、予備圧延と称する）を行うことにより、熱延板に歪みを与えた後、860 ℃に８時間保持する熱延板焼鈍を施し、さらに熱延後の総圧下率が75％となる冷間圧延（冷延）により板厚0.8mm とした後、830 ℃に30秒保持する仕上げ焼鈍を行い、冷延焼鈍板とした。図１、図２および図３は、これら材料（冷延焼鈍板）の伸び（El）、ｒ値、耐リジング性（リジンググレードで表す）に及ぼす予備圧延圧下率の影響を示すグラフである。
【００１６】
【表１】
【００１７】
これらの図から、予備圧延により圧延ひずみを付与することにより伸び、ｒ値、耐リジング性がいずれも改善されることがわかる。ただし圧下率が２％未満ではその効果に乏しく、一方15％を超えるとかえって伸び、ｒ値、耐リジング性がともに低下するため、予備圧延圧下率は２〜15％とする必要がある。
また、表１に示す組成の熱延板ａ（Ｂ添加鋼板）および熱延板ｂ（Ｂ無添加鋼板）に、冷間にて０〜20％の圧下率の予備圧延を行った後、860 ℃に８時間保持する熱延板焼鈍を施し、さらに熱延後の総圧下率（累積圧下率）が75％となる冷間圧延（冷延）を施したのち、830 ℃に30秒保持する仕上げ焼鈍を行い、冷延焼鈍板とした。図４、図５は、これら材料（冷延焼鈍板）の伸び（El）および伸びの面内異方性ΔElに及ぼす圧下率の影響を示すグラフである。
【００１８】
これらの図から、伸びElはＢの有無で差がない（図４）が、圧下率２〜15％の予備圧延を施すことにより、伸びの面内異方性ΔElが、Ｂ無添加鋼では１％以上であるのに対し、Ｂ添加鋼では0.5 ％未満と極めて小さくなる（図５）。熱延板にＢを含有させ、予備圧延を施すことにより、予備圧延による伸び、ｒ値、耐リジング性の改善効果を損なうことなく、伸びの面内異方性が著しく改善されることがわかる。
【００１９】
なお、伸びEl、および伸びの面内異方性ΔElは、鋼板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれ引張試験して各方向の伸びを計測し、それらを用いて次式により算出した値である。
El ＝（ElL ＋２ElD ＋ElT ）／４
ΔEl＝｜ElL −２ElD ＋ElT ｜／２
ここに、ElL ，ElD ，ElT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向の伸びを表す。
【００２０】
本発明者らが行った他の実験から、このような顕著な特性の改善は、熱延板焼鈍前の予備圧延による歪付加に加えて、熱延板焼鈍条件に応じ、適切な成分調整を行った結果であると考えられる。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、化学成分のうち、Alを0.03質量％以下に調整すること、および熱延板焼鈍で焼鈍温度に１ｈ以上保持し、さらに保持後徐冷することが複合された結果、上記したような顕著な特性改善が可能となったと考えられる。この特性改善の機構については現在のところ明らかとはなっていないが、Alを低減することで固溶Ｎが増加し、さらに予備圧延による圧延歪を付与することにより熱延板焼鈍の加熱過程で転位上への炭窒化物の析出が促進され、結果として再結晶を抑制する固溶Ｃ、Ｎが減少して再結晶が起き易くなったことに関連するものと考えられる。なお、熱延板焼鈍の焼鈍温度は、700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくは（Ａ1 変態点＋30℃）以上1000℃未満である。ここで、Ａ1 変態点は、
Ａ1 変態点（℃）＝35(Cr+1.72Mo+2.09Si+4.86Nb+8.29V+1.77Ti+21.4Al+40B-7 .14C-8.0N-3.28Ni-1.89Mn-0.51Cu)+310 ……（３）
（ここで、Cr、Mo、Si、Nb、Ｖ、Ti、Al、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cu：各合金元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３）式の計算に際しては、鋼板中に含まれない成分（合金元素）は０として計算するものとする。
【００２１】
一方、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、化学成分として、Ti、Nbといった炭窒化物を形成するスタビライズ元素の含有を必須とすることに関連して、上記したような顕著な特性改善が可能となったと考えられる。この場合には、熱間圧延中に微細に析出する炭窒化物が、予備圧延で導入される転位のピニングサイトとして働き、焼鈍時には加熱初期における回復を抑制し、焼鈍温度に達すると再結晶を起きやすくするものと考えられる。また、鋳込み中に析出する粗大な炭窒化物は、焼鈍中の再結晶核として働くものと考えられる。
【００２２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え構成されたものである。すなわち、第１の本発明の要旨は、Cr：９〜32質量％、Ｂ：0.0002〜0.0030質量％を含有するフェライト系Cr含有鋼板の製造方法において、熱間圧延後で熱延板焼鈍前の熱延板に圧下率：２〜15％の圧延を行うことを特徴とするフェライト系Cr含有鋼板の製造方法である。
【００２３】
第１の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を箱焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法であり、また、第１の本発明では、前記箱焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくはＡc1変態点＋30℃以上の温度で、好ましくは該焼鈍温度で１ｈ以上保持する焼鈍とすることが好ましい。
【００２４】
また、第１の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、
前記鋼材を、質量％で、
Cr：９〜32％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
を含み、さらに、
Ｃ：0.001 〜0.02％、 Ｎ：0.001 〜0.02％、
Al：0.30％以下
を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を連続焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法とすることが好ましい。
【００２５】
また、第１の本発明では、前記各組成は前記の各元素に加え、さらに質量％で、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらにNi、Ｖ、Ｐ、ＳをNi：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、あるいはさらに、次のａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成であることが好ましい。
【００２６】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である。
【００２７】
また、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である。
【００２８】
また、第２の本発明では、前記各組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２９】
また、第３の本発明は、第２の本発明である、上記したフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板のうちのいずれかを用いて、該フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍温度：700 ℃以上の温度で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを施すことを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法である。
【００３０】
なお、詳しくは、第３の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程とを施し冷延鋼板用原板としたのち、該冷延鋼板用原板に冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを施すフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を箱焼鈍とするとともに、前記冷間圧延を圧下率：30％以上の冷間圧延とし、前記仕上げ焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上の温度で行うことを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法であり、また、第３の本発明では、前記箱焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくはＡc1変態点＋30℃以上1000℃未満の温度で、好ましくは該焼鈍温度で１ｈ以上保持する焼鈍とすることが好ましい。
【００３１】
また、第３の本発明では、前記鋼素材を、質量％で、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Al：0.30％以下を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有する組成の鋼素材とするとともに、前記箱焼鈍に代えて、連続焼鈍とすることが好ましい。
【００３２】
また、第４の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、次（２）式
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
（ここに、Ａ：アスペクト比、Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）、Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ））
で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板である。また、第４の本発明では、前記組成に代えて、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよい。また、第４の本発明では、前記各組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００３３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明のフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造に好適な、鋼素材の化学成分について説明する。以下、質量％は単に％と記す。
本発明で好適な鋼素材は、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有するものである。本発明では、上記した成分以外に、さらに、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するものも許容される。また、さらにMo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％含有してもよい。また、必要に応じ、Ca：0.0005〜0.010 ％、Mg：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有してもよい。
【００３４】
また、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、鋼素材は、質量％で、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Al：0.30％以下を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有するものである。本発明では、上記した成分以外に、さらに、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とするものも許容される。また、さらにMo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％含有してもよい。さらに、必要に応じZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下の１種または２種、Ca：0.0005〜0.010 ％、Mg：0.0002〜0.0050％を選択して含有してもよい。
【００３５】
以下に、鋼素材の組成限定理由について説明する。
Cr：９〜32％
Crは、耐食性を向上させる有効な元素であり、種々の腐食環境で耐食性を有する鋼板とするためには、９％以上の含有を必要とする。一方、32％を超える含有は、加工性が低下する。このため、本発明では、Crは９〜32％に限定した。なお、好ましくは11〜30％である。また、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Crは９〜32％の範囲で問題ないが、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃ、Ｎ含有量が多いため炭窒化物の析出が問題となり、種々の腐食環境下で耐食性を維持するためには、11％以上の含有を必要とする。一方、18％を超えて含有すると、Cr炭窒化物の析出のため加工性が低下する。このため、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Crは11〜18％とするのが好ましい。より好ましくは13〜18％である。
【００３６】
Ｂ：0.0002〜0.0030％
Ｂは、伸びの面内異方性を改善する有効な作用を示し、優れた延性、加工性が要求される本発明のフェライト系Cr含有鋼板では重要な元素である。伸びの面内異方性の改善効果は、0.0002％以上の含有で顕著となるが、0.0030％を超える含有は、製品板の加工性が劣化する。このため、Ｂは0.0002〜0.0030％の範囲に限定した。Ｂ含有による伸びの面内異方性の改善機構については、現在までのところまだ明確にはなっていないが、熱延板焼鈍時にＢが鋼中Ｎと結合し、冷間圧延時に導入された転位上に微細析出し、焼鈍時の加熱初期における転位の回復を抑え、加熱温度に達したのちは再結晶を促進することに関係しているものと考えられる。
【００３７】
Ｃ：0.005 〜0.12％（箱焼鈍の場合）、0.001 〜0.02％（連続焼鈍の場合）
本発明では、延性向上のため、Ｃは可能なかぎり低減するのが望ましいが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Ｃ含有量の範囲を変化する。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃ含有量を0.005 ％未満と低減しすぎると耐リジング性が劣化し、プレス成形等の加工に際し加工部に凹凸を生じ、製品の美観が損なわれる。このため、Ｃ含有量の下限を0.005 ％に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上である。一方、0.12％を超える含有は、延性の低下や、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃは0.005 〜0.12％の範囲に限定するのが好ましい。
【００３８】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｃ含有量の下限を0.001 ％に限定するのが好ましい。0.001 ％未満と過度に低減すると製鋼コストの高騰を招く。このため、Ｃ含有量の下限を0.001 ％に限定するのが好ましい。一方、0.02％を超えて過剰に含有すると、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｃは0.001 〜0.02％の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは0.001 〜0.015 ％である。
【００３９】
Ｎ：0.005 〜0.12％（箱焼鈍の場合）、0.001 〜0.02％（連続焼鈍の場合）
本発明では、延性向上のため、Ｎは、Ｃと同様に可能なかぎり低減するのが望ましいが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Ｎ含有量の範囲を変化する。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｎ含有量を0.005 ％未満に低減しすぎると耐リジング性が劣化し、プレス成形等の加工に際し加工部に凹凸を生じ、製品の美観が損なわれる。このため、Ｎ含有量の下限を0.005 ％に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上である。一方、0.12％を超える過剰な含有は、延性の低下や、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｎは0.005 〜0.12％の範囲に限定するのが好ましい。
【００４０】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｎ含有量は0.001 ％以上とするのが好ましい。Ｎを0.001 ％未満と過度に低減すると製鋼コストの高騰を招く。一方、0.02％を超えて過剰に含有すると、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｎは0.001 〜0.02％の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは0.001 〜0.015 ％である。
【００４１】
Al：0.03％以下（箱焼鈍の場合）、0.30％以下（連続焼鈍の場合）
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Al含有量の範囲を変化させることが好ましい。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Al含有量を低減することにより、固溶Ｎ量が増加し、予備圧延により導入された転位上への、焼鈍加熱途中での炭窒化物の析出が促進される。これにより、再結晶が促進され耐リジング性が改善される。熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、このような効果が認められるのはAlが0.03％以下の場合である。また、Alは多量に含有すると酸化物系介在物が増加し、へげ等の表面欠陥を多発する。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Alは0.03％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ti、Nbといった炭窒化物を形成する元素（スタビライズ元素）が含有されるため、Alの効果は箱焼鈍の場合と異なる。この場合、Alも、Ti、Nbと同様に、窒化物として熱間圧延中に微細析出し、予備圧延により導入された転位のピニングサイトとして作用し、熱延板焼鈍中の再結晶を促進する働きをするものと考えられる。また、鋳造中に析出する粗大な炭窒化物は、熱延板焼鈍中の再結晶核として働くものと考えられる。しかし、Alは多量に含有すると酸化物系介在物が増加し、へげ等の表面欠陥を多発する。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Alは0.30％以下とするのが好ましい。なお、好ましくは0.20％以下である。
【００４３】
Si：1.0 ％以下
Siは、脱酸のために有効な元素であるが、過剰の含有は冷間加工性の低下や延性の低下を招くので、その含有は1.0 ％以下とする。なお、より好ましくは0.03〜0.5 ％である。
Mn：1.0 ％以下
Mnは、鋼中に存在するＳを析出固定し、熱間圧延時の割れを防止する有用な元素であるが、過剰の含有は冷間加工性の低下や耐食性の低下を招く。このため、Mnは1.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.8 ％である。
【００４４】
Ti：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種
Ti、Nbは、いずれもＣ、Ｎと結合し炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成して、フェライト中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減し、延性、加工性を向上させる効果を有する元素であり、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には必須の元素である。さらに、熱間圧延中に微細に析出するTi、Nbの炭窒化物は、予備圧延において導入される転位のピニングサイトとして働き、熱延板の焼鈍時に、加熱初期における回復を抑制し、焼鈍温度に達したのちは再結晶を生じやすくするものと考えられる。また、鋳込中に析出するTi、Nbの粗大な炭窒化物は、熱延板焼鈍における再結晶核として働くものと考えられる。このような効果はTi、Nbともに、0.05％以上の含有で認められる。一方、Ti、Nbともに、0.50％を超える含有は、酸化物系介在物が増加する。このようなことから、Tiは0.05〜0.50％、Nbは0.05〜0.50％の範囲に限定した。
【００４５】
上記した成分以外に、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓは、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有するのが好ましい。
Ni：1.0 ％以下
Niは、耐食性を向上させる元素であるが、過剰な添加は加工性を劣化させるうえ、経済的にも不利となるため、1.0 ％以下に調整するのが望ましい。
【００４６】
Ｖ：1.0 ％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合し炭化物、窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素であるが、多量の含有は冷間加工性を低下させる。このため、Ｖは1.0 ％以下に調整するのが望ましい。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、熱間加工性を劣化させ、また食孔を発生させる元素であり、できるだけ低減するのが好ましい。0.05％までは、その悪影響が顕著とならないため、0.05％までは許容できる。
【００４７】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、Mnと結合してMnS を形成して発錆の起点となるとともに、結晶粒界に偏析し、粒界脆化を促進する有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましい。0.01％までは、その悪影響が顕著とならず、許容できる。
Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計：0.5 〜2.5 ％
MoおよびCuは、耐食性を向上させる元素であり、高い耐食性を必要とする場合に含有するのが有効であるが、過剰の含有は加工性を害するため、合計で2.5 ％以下とするのが好ましい。
【００４８】
Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Zr、Taは、いずれもＣおよびＮと結びつき、フェライト中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減させることにより延性および加工性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できるが、それぞれの含有量が0.5 ％を超えると、かえって加工性が低下するばかりでなく、表面品質も低下する。このため、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下に限定するのが望ましい。
【００４９】
Ca：0.0005〜0.010 ％
Caは、酸化物系介在物の融点を低下させ、製鋼段階での介在物の浮上分離を促し、介在物起因の表面欠陥の発生を抑える働きを有し、本発明では必要に応じ含有できるが、0.0005％未満では効果が認められず、一方、含有量が0.010 ％を超えると、かえって表面品質が低下する。このため、Caは0.0005〜0.010 ％とするのが好ましい。
【００５０】
Mg：0.0002〜0.0050％
Mgは、熱間加工性を改善する効果を有し、必要に応じ含有できるが、0.0002％未満では効果が認められず、一方、0.0050％を超える含有は、表面品質に悪影響を及ぼすことから、Mgは0.0002〜0.0050％の範囲とするのが好ましい。
次に、本発明の冷延鋼板用原板の製造プロセスについて説明する。
【００５１】
このプロセスは、精錬⇒鋳造⇒熱間圧延（熱延工程）〔⇒脱スケール処理〕⇒熱延板焼鈍の各工程を順次行うものである。なお、〔〕内は必要に応じて実施するものである。
精錬⇒鋳造の工程により、上記した組成の鋼素材が製造される。
精錬での１次精錬手段は転炉、電気炉のいずれでもよく、１次精錬後の溶鋼は真空脱ガス（ＲＨ）、ＶＯＤ、ＡＯＤのいずれかで２次精錬処理することが好ましい。
【００５２】
鋳造手段は、経済性の面から連続鋳造法が好ましい。鋳造対象は熱間圧延用の素材となる鋼素材（スラブ）である。
鋼素材は、ついで熱間圧延工程を施され、熱延板とされる。熱間圧延は、鋼素材（スラブ）加熱⇒粗圧延⇒仕上げ圧延⇒巻取を順次行う常法によればよい。
本発明に係る圧延ひずみ２〜15％付与は、このプロセスにおいて熱間圧延工程後で熱延板焼鈍工程の前に、予備圧延工程として実施されるが、この間に酸洗等の脱スケール処理が加わる場合は、脱スケール処理の前あるいは後で実施することができる。
【００５３】
予備圧延工程における圧延は、冷間あるいは450 ℃未満の温間域で行うのが好ましい。圧延温度が450 ℃以上では圧延により導入された圧延歪が回復し、予備圧延の効果が減少する。なお、予備圧延工程は、熱延工程の終了後、熱延板焼鈍工程前までの間に行えばよく、例えば、熱間圧延後にコイルが450 ℃未満〜室温まで冷却される間に、コイルがまだ室温より高温のうちに圧延してもよい。
【００５４】
熱延板焼鈍は、鋼素材の組成に応じ、バッチ焼鈍、あるいは連続焼鈍とする。箱焼鈍では、所定の焼鈍温度までの加熱速度は特に限定しないが500 ℃から所定温度までの平均で50℃／ｈ以下とするのが好ましい。箱焼鈍は、所定の焼鈍温度に加熱したのちその温度で１ｈ以上の保持を行い、保持後600 ℃までの平均冷却速度で25℃／h 以下の徐冷を行う、高温長時間保持・徐冷の焼鈍とするのが好ましい。本発明における所定の焼鈍温度は、700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満の範囲の温度とするのが延性改善および耐リジング性の改善の観点から好ましい。
【００５５】
より好ましい焼鈍温度は、（Ａ1 変態点＋30℃）以上1000℃未満である。なお、Ａ1 変態点は、次（３）式
Ａ1 変態点（℃）＝35(Cr+1.72Mo+2.09Si+4.86Nb+8.29V+1.77Ti+21.4Al+40B-7 .14C-8.0N-3.28Ni-1.89Mn-0.51Cu)+310 ……（３）
（ここで、Cr、Mo、Si、Nb、Ｖ、Ti、Al、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cu：各合金元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３）式の計算に際しては、鋼板中に含まれない成分（合金元素）は０として計算するものとする。
【００５６】
熱延板焼鈍の焼鈍温度を、とくに（Ａ1 変態点＋30℃）以上とすることにより、熱延板焼鈍途中で（α＋γ）二相組織となり、炭窒化物の一部再固溶、フェライト粒の再結晶・等軸化、および変態に伴う結晶方位のランダム化等が起こり、その後の処理を経て冷延鋼板の延性や耐リジング性が顕著に改善されるものと考えられる。焼鈍温度を1000℃以上とすると、熱延板焼鈍後あるいは仕上げ焼鈍後の結晶粒が粗大化し、耐リジング性がかえって低下するとともに、肌荒れが顕著となり表面品質が劣化する。なお、本発明では、この高温保持に加えて、炭窒化物の析出処理および脱Cr層の回復処理としての徐冷が特性向上に有効である。なお、保持後の徐冷に代えて、徐冷途中で600 〜850 ℃の温度範囲で等温保持処理を付加してもよい。
【００５７】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、延性改善および耐リジング性の観点から、焼鈍温度は700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1100℃以下の範囲の温度とするのが好ましい。
このようにして得られた熱延焼鈍板は、上記した鋼素材と同様な組成である、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成、あるいは質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、
圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織を有する。
【００５８】
なお、鋼素材と同様に上記した各組成に加えて、質量％で、Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％、および／またはZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／またはCa：0.0005〜0.010 ％、および／またはMg：0.0002〜0.050 ％を含有してもよい。各組成の限定理由は、鋼素材の組成限定理由と同様であり、ここでは省略する。
【００５９】
フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である、熱延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織は、通常、板中心部近傍の結晶粒が表面近傍の結晶粒に比べ圧延方向に長く伸展した粒、伸展粒が多くなっている。その一例を模式的に図６に示す。本発明では、圧延方向に平行な板厚断面における各々の結晶粒について、圧延方向の長さＬ１と、板厚方向の長さＬ２を測定し、前記（１）式で示されるように、その比、Ｌ１／Ｌ２をその結晶粒の伸展度ｅと定義する（図６（ｂ））。
【００６０】
本発明では、冷延鋼板用原板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織を、上記した伸展度ｅの最大値が５以下である組織とする。
各種フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板（熱延焼鈍板）について、圧延方向に平行な板厚断面における伸展度ｅの分布の一例を図７に示す。図７の各曲線にはリジンググレードを表示してあるが、このリジンググレードは、これら熱延焼鈍板に、通常の冷間圧延−仕上げ焼鈍を施し冷延焼鈍板としたのち測定したものである。冷延焼鈍後の鋼板のリジンググレードがＤ、Ｂである熱延焼鈍板では、中心部近傍で伸展度ｅの最大値が５を超える高い値となっている。リジンググレードＡと、冷延焼鈍板の耐リジング性を高めるためには、熱延焼鈍板（冷延鋼板用原板）の結晶組織を、伸展度ｅの最大値が５以下である組織とする必要があることがわかる。
【００６１】
熱延焼鈍板中に存在する伸展粒は、通常の冷延・仕上げ焼鈍により十分な再結晶を起こしほぼ等軸の粒となる。しかし、熱延焼鈍板中に存在する伸展度ｅが５を超える伸展粒は、冷延焼鈍板のリジング発生原因の一つである方位コロニー（結晶方位の類似した集合体）、あるいは粗大粒コロニー（圧延方向に連続して並ぶ粗大な結晶粒の集合体）の形成を助長し、それにより、冷延焼鈍板の耐リジング性を低下させる原因となっているものと考えられる。
【００６２】
伸展度ｅが５以下の結晶粒組織とするために、本発明では、熱延板に冷間あるいは温間で、圧下率２〜15％の予備圧延を施すのが好ましい。この予備圧延により導入された歪が、熱延板焼鈍に際し再結晶・等軸化を促進し、とくに板厚中央部近傍の結晶粒の伸展度を低下させる。なお、本発明では、熱延焼鈍板の結晶組織を伸展度ｅが５以下の組織とする方法は、上記した熱延板に予備圧延を施す方法に限定されるものではない。熱間圧延の圧延仕上げ温度を 450℃未満の低温とし熱延板焼鈍前に歪によるエネルギーを蓄積する方法、あるいは熱延板焼鈍前に焼入れ処理を行い変態に伴う歪を利用する方法なども条件を選定すれば有効であると考えられる。
【００６３】
ついで、このような冷延鋼板用原板は、脱スケール処理して冷延工程−仕上げ焼鈍工程を経て冷延焼鈍板とされる。
つぎに、冷延鋼板の製造プロセスについて以下に説明する。
本発明の冷延鋼板の製造プロセスは、上記した冷延鋼板用原板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍温度：700 ℃以上の温度で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを順次施す工程からなる。
【００６４】
冷延工程では、冷延圧下率を30％以上、より好ましくは、50〜95％とする冷間圧延を行うのが好適である。また、仕上げ焼鈍工程では、さらなる加工性を付与するために、冷延板に600 ℃以上、より好ましくは700 〜1100℃の再結晶温度域の温度で仕上げ焼鈍を行うのが好ましい。仕上げ焼鈍温度が1100℃を超えると、結晶粒の粗大化が起こる。
【００６５】
なお、冷延工程⇒仕上げ焼鈍工程は、必要に応じて２回以上行ってもよい。これにより、ｒ値、延性、耐リジング性がより向上する。
また、冷延板の仕上げは、例えばJIS G 4305-1191 で示されるNo. ２Ｄ仕上げ（焼鈍⇒酸洗（⇒つや消しロールで軽圧下））、No. ２Ｂ仕上げ（焼鈍⇒酸洗⇒調質圧延）、No. ＢＡ仕上げ（光輝焼鈍）、その他、各種研磨仕上げ（Ｎo.３〜４，ＨＬ，Ｎo.６〜８）などが可能である。
【００６６】
上記した冷延鋼板の製造方法で得られた冷延鋼板（冷延焼鈍板）は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成、あるいは質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、次（２）式
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
（ここに、Ａ：アスペクト比、Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）、Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ））
で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有する。なお、鋼素材と同様に各組成に加えて、質量％で、Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％、および／またはZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／またはCa：0.0005〜0.010 ％、および／またはMg：0.0002〜0.050 ％を含有してもよい。各組成の限定理由は、鋼素材の組成限定理由と同様であり、ここでは省略する。
【００６７】
本発明では、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒を粗大粒という。ここで、平均結晶粒面積Ａ0 は、圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒の平均面積を意味する。また、本発明では、これら粗大粒が圧延方向に連続して並んだ集合体を粗大粒コロニーと呼ぶ。冷延焼鈍鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における、冷延焼鈍鋼板の結晶粒組織の一例を模式的に図８（ａ）に示す。図８（ａ）では、板厚中央部近傍に粗大粒コロニーが存在する。粗大粒コロニーは、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する粗大粒が圧延方向に連続して並んだ粗大粒の集合体である（図８では５個の粗大粒が連続している）。また、図８では、一つの粗大粒コロニーのみを図示しているが、粗大粒コロニーは一つに限定されない。また、粗大粒コロニーの位置についても、板厚中央部近傍に限定されない。
【００６８】
本発明では、圧延方向に平行な板厚断面で、この粗大粒コロニーの圧延方向の長さＬ３と、板厚方向の長さＬ４を測定し、前記（２）式で示されるように、その比、Ｌ３／Ｌ４をその粗大粒コロニーのアスペクト比Ａと定義する。（図８（ｂ））。圧延方向に平行な板厚断面で存在する粗大粒コロニーごとに、そのアスペクト比Ａを測定し、その最大値を求める。本発明の冷延鋼板では、このような粗大粒コロニーのアスペクト比の最大値を５以下とする。アスペクト比が５を超えると、耐リジング性が低下し、SUS 304 並みの耐リジング性が確保できなくなる。
【００６９】
粗大粒コロニーの存在によるリジング発生の詳細な機構については現在のところ明確とはなっていないが、つぎのように考えられる。フェライト系鋼では、変形に際し降伏現象が現れ、リューダース帯と呼ばれる不均一変形が起きるが、降伏応力は結晶粒径に依存し、粗大粒ほど低い応力で降伏するため、アスペクト比が５を超える粗大コロニーが存在すると、変形初期に粗大コロニー部での微細領域で降伏が生じ、これが周囲の変形に影響して、鋼板表面にリジングを発生させるもの考えられる。
【００７０】
アスペクト比が５を超える粗大コロニーの形成を抑制し、均一な結晶粒組織とすることにより、耐リジング性が顕著に改善される。アスペクト比が５を超える粗大コロニーの形成を抑制するためには、上記したように、冷延鋼板用原板（熱延焼鈍板）における結晶粒組織を、伸展度ｅの最大値が５以下である組織とすることが好ましい。熱延焼鈍板の結晶組織を伸展度ｅが５以下の組織とする方法は、上記したように、熱延板に予備圧延を施す方法が有効であるが、その他に、熱間圧延の圧延仕上げ温度を 450℃未満の低温とし熱延板焼鈍前に歪によるエネルギーを蓄積する方法、あるいは熱延板焼鈍前に焼入れ処理を行い変態に伴う歪を利用する方法なども有効であると考えられる。また、粗大コロニーの形成を抑制するためには、熱延後、冷延−焼鈍を２回あるいは３回以上繰り返して行うことなども有効であると考えられる。
【００７１】
本発明では、Cr含有フェライト系鋼板の通常の製造プロセスにおいて、Ｂを含有する鋼を素材とし、かつ熱延〜熱延板焼鈍間に熱延板に対し冷間または温間での予備圧延工程を付加するだけで目的の特性をもつ製品が得られるため、生産能率が良く、また製造コスト増も極めて少なくてすむ。
【００７２】
【実施例】
以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
（実施例１）
表２に示す組成になるCr含有フェライト系鋼を転炉⇒２次製錬（ＶＯＤ）にて溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、これを熱間圧延（スラブ加熱⇒粗圧延⇒仕上げ圧延⇒巻取）して熱延板とした。この熱延板を酸洗後、圧下率０〜20％の冷間圧延を表３に示すように割り振った圧下率で行い、次いで表３に示す条件で熱延板焼鈍した。熱延板焼鈍条件は、830 〜860 ℃×８ｈ保持の箱焼鈍とした。
【００７３】
次いで酸洗し、次いで熱延後の累積圧下率が75％となるように冷間圧延し、次いで表３に示す条件で仕上げ焼鈍を行って、板厚0.8 mmの冷延焼鈍材とした。これら冷延焼鈍材について、ｒ値、伸びおよび伸びの面内異方性、リジンググレードを測定した。
ｒ値、伸び、耐リジング性の測定は以下の方法に従って行った。
（１）ｒ値
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれに15％の単軸引張予ひずみを与える前後の試験片の幅とゲージ長さから幅ひずみと板厚ひずみの比として各方向のｒ値を計測し、それらを次式により平均して測定値とした。
【００７４】
ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒT ）／４
ここに、ｒL ，ｒD ，ｒT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向のｒ値を表す。
（２）伸び
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれ引張試験して各方向の伸びを計測し、それらを次式により平均して測定値とした。
【００７５】
El＝（ElL ＋２ElD ＋ElT ）／４
ここに、ElL ，ElD ，ElT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向の伸びを表す。
さらに、伸びの面内異方性（ΔEl）は、次式により求めた。
ΔEl＝｜ElL −２ElD ＋ElT ｜／２
（３）耐リジング性
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°の方向を試験方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その片面を＃600 に仕上げ研磨し、20％の単軸引張予ひずみを与えてリジングを発生させ、試験片中央部でのリジング量（うねりの高さ：凹底から凸頂までの高さ）を粗度計により計測し、その結果を、Ａ：５μｍ以下、Ｂ：５μｍ超〜10μｍ、Ｃ：10μｍ超〜20μｍ、Ｄ：20μｍ超の４階級に分級して評価した。この階級をリジンググレードと称する。リジンググレードがＡ、Ｂの場合にはプレス成形時の耐リジング性が良好であるとした。
【００７６】
得られた結果を表３に示す。
【００７７】
【表２】
【００７８】
【表３】
【００７９】
表３において、実施例は本発明範囲内で製造されたもの、比較例は本発明範囲外で製造されたものである。表３から明らかなように、実施例では、比較例に比べ、伸び、ｒ値が上昇し、リジンググレードも大きく向上し、しかも、伸びの面内異方性が、比較例のΔEl：２％以上に対し実施例ではΔEl：0.5 ％以下と、著しく改善されている。
【００８０】
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を、転炉−２次精錬工程で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを再加熱し、熱間圧延工程により、3.2mm 厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板を酸洗し、予備圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、酸洗工程と、冷延工程と、仕上げ焼鈍工程を順次施し、板厚0.8mm の冷延焼鈍板とした。予備圧延、熱延板焼鈍、仕上げ焼鈍の条件を表５に示す。なお、冷延工程における累積圧下率は75％であった。熱延板焼鈍および仕上げ焼鈍は、連続焼鈍とした。
【００８１】
これら冷延焼鈍材について、実施例１と同様に、ｒ値、伸びおよび伸びの面内異方性、リジンググレードを測定した。
これらの結果を、表５に示す
【００８２】
【表４】
【００８３】
【表５】
【００８４】
表５から、実施例はいずれも、ｒ値：1.20以上、El：30％以上、リジンググレード：Ａであり、同一鋼No. の比較例に比べ、伸び、ｒ値が上昇し、リジンググレードも大きく向上し、しかも、伸びの面内異方性が、比較例のΔEl：1.2 ％以上に対し、実施例ではΔEl：0.5 ％以下と、著しく改善されている。
（実施例３）
表２または表４に示す組成の溶鋼（鋼No. Ｃ、Ｋ、Ｌ、Ｍ）を、転炉−２次精錬工程で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを再加熱し、熱間圧延工程により、3.2 〜4.0mm 厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板を酸洗し、予備圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、酸洗工程と、冷延工程と、仕上げ焼鈍工程を順次施し、板厚0.8mm の冷延焼鈍板とした。予備圧延、熱延板焼鈍、仕上げ焼鈍の条件を表６に示す。なお、冷延工程における累積圧下率は75〜80％であった。熱延板焼鈍は連続焼鈍または箱焼鈍、仕上げ焼鈍は連続焼鈍とした。
【００８５】
これら冷延焼鈍材について、実施例１と同様に、ｒ値、伸び、リジンググレードを測定した。
なお、熱延板焼鈍工程を経た得られた熱延焼鈍板（冷延鋼板用原板）から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、王水にてエッチングしたのち、光学顕微鏡を用いて100 倍で板厚×２mmの範囲の組織を撮影した。得られた組織写真より、画像解析装置を用いた画像処理により、結晶粒の伸展度ｅを測定し、その最大値を求めた。また、冷延焼鈍板について、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、王水にてエッチングした後、光学顕微鏡を用いて 200倍にて板厚×１mmの範囲を撮影した。得られた組織写真により、画像解析装置を用いた画像処理により平均の結晶粒面積Ａ0 、および２×Ａ0 以上の結晶粒面積を有する粗大結晶粒が圧延方向に連続して集合した集合体である粗大コロニーのアスペクト比Ａを測定し、その最大値を求めた。
【００８６】
これらの結果を、表６に示す
【００８７】
【表６】
【００８８】
表６から、実施例はいずれも、熱延焼鈍板の伸展度ｅの最大値が５以下、冷延焼鈍板の粗大粒コロニーのアスペクト比の最大値が５以下と、均一な結晶粒組織となって、ｒ値および伸びが同一鋼No. の比較例に比べ良好であるとともに、リジンググレード：Ａと耐リジング性が顕著に向上している。これに対し、比較例は、伸び、ｒ値、リジンググレードがいずれも劣化している。
【００８９】
【発明の効果】
かくして本発明によれば、延性、加工性、および耐リジング性に優れ、しかも伸びの面内異方性の極めて小さいフェライト系Cr含有鋼板を能率良く安価に供給できるようになり、その工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】仕上げ焼鈍材の伸びに及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図２】仕上げ焼鈍材のｒ値に及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図３】仕上げ焼鈍材の耐リジング性に及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図４】仕上げ焼鈍材の伸びに及ぼすＢ添加の影響を示すグラフである。
【図５】仕上げ焼鈍材の伸びの面内異方性に及ぼすＢ添加の影響を示すグラフである。
【図６】（ａ）は熱延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織の一例を示す模式図であり、（ｂ）は結晶粒の伸展度ｅの定義を説明する模式図である。
【図７】熱延焼鈍板の結晶粒の伸展度分布とリジンググレードの関係を示すグラフである。
【図８】（ａ）は冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における粗大粒コロニーの一例を示す模式図であり、（ｂ）は粗大粒コロニーのアスペクト比Ａの定義を説明する模式図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法に係り、詳しくは、建築物の外装材、厨房器具、化学プラント、貯水槽、自動車用耐熱部材等の使途に好適なフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系耐熱鋼板を含むフェライト系鋼板のうち、とくに延性、加工性、および耐リジング性に優れるフェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
本発明において、「鋼板」は切り板状の鋼板のみならず鋼帯も含むものとする。
【０００３】
【従来の技術】
ステンレス鋼板は、表面が美麗で、耐食性に優れているため、建築物の外装材、厨房器具、化学プラント、貯水槽等の使途に幅広く使用されている。特に、オーステナイト系ステンレス鋼板は、成形性や延性さらには耐リジング性といった各種特性が、従来、フェライト系ステンレス鋼板に比べ優れていたため、上記のような広範囲の使途に用いられてきた。
【０００４】
一方、フェライト系ステンレス鋼板は、近年の鋼の高純度化技術の発展により、成形特性が改善され、最近では、従来SUS 304,SUS 316 などのオーステナイト系ステンレス鋼板が使用されてきた用途への適用が検討されている。これは、フェライト系ステンレス鋼板が有する特徴、例えば、熱膨張係数が小さいこと、応力腐食割れ感受性が小さいこと、しかも高価なNiを含まないため安価であること、といった長所が広く知られるようになってきたからである。
【０００５】
また、Cr含有量がステンレス鋼に比べ少ないフェライト系耐熱鋼板は、耐食性の面でステンレス鋼に比べ劣るものの、安価であるため自動車用耐熱部材の素材を中心として利用されてきている。
しかし、これらフェライト系ステンレス鋼板やフェライト系耐熱鋼板（以下、両者をフェライト系鋼板と総称する）も、成形加工品への用途を考えた場合、未だ、オーステナイト系鋼板に比べて延性に乏しく、また、成形加工時リジングと呼ばれるしわ状の凹凸を生じて加工品の美観を損ね、表面研磨の負荷を増大させるという問題があった。このため、フェライト系鋼板の一層の用途拡大のためには、延性、加工性の向上と耐リジング性の改善が必要であった。
【０００６】
ところで、フェライト系鋼板の延性、加工性および耐リジング性を改善するための従来の試みとして、例えば、特開昭52−24913 号公報には、Alを添加することで固溶Ｎ量を低減し２次加工性を改善した鋼が、また、特開昭57−70223 号公報には、Alに加えさらにTi，Nb，Ｖ，Zr，Ｂを単独または複合添加することで固溶Ｃ，Ｎ量を共に低減し加工性を改善した鋼が、さらに、特開昭54−112319号公報には、低Ｃ，Ｎ鋼（Ｃ％＋Ｎ％：0.02〜0.06％）にZrを添加することでプレス成形性を改善した鋼が開示されている。
【０００７】
一方、耐リジング性を改善するためには、例えば、特開平10−53817 号公報に開示されているように、熱間圧延における強圧下が有効である。また、特開平２−170923号公報には、熱延板に対し圧下率２〜30％の冷間圧下を加えることで焼鈍時の再結晶挙動を促進することにより、連続焼鈍を可能にし、しかもｒ値（ランクフォード値）および耐リジング性を改善する技術が開示されているが、いずれも、良好な耐リジング性と高いｒ値をともに具備するまでの改善となっておらず、さらなる改善の余地が残されていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このように、上記した従来技術では、加工性に大きな改善が認められるものの耐リジング性の改善効果が不十分であった。そのため、プレス成形などの加工を施す用途においては、成形品表面の美観を向上させるために、製造工程における研磨負荷が大きいという問題があった。また、上記した従来技術では、平均のｒ値や伸びに改善が見られるものの伸びの面内異方性が大きいため、実際のプレス加工等において十分な加工性が得られないという問題もあり、延性、加工性および耐リジング性を十分なレベルで兼ね備えた鋼板を低コストで製造することは非常に困難であった。
【０００９】
リジングの発生は、フェライト系ステンレス鋼の本質的な問題であり、従来からその根本的解決が望まれていた。例えば特開平９−263900号公報、特開平10-330887 号公報には、結晶粒の方位コロニーを制御することにより耐リジング性を向上させる技術が開示されている。
特開平９−263900号公報に記載された技術では、冷間圧延用原板となる熱延鋼板の熱間圧延時の圧延温度、摩擦係数、圧下率、圧延速度、圧延パス間時間を調節することにより、｛１１１｝方位コロニーの板厚方向分布を制御して、リジング特性の改善を図っている。
【００１０】
また、特開平10-330887 号公報に記載された技術では、鋼の溶製段階における塩基度を調整するとともに、熱間圧延工程におけるスラブ抽出から粗圧延工程終了までの時間、粗圧延工程における圧延温度、摩擦係数、圧下率を調整することにより、圧延方向に平行な板厚断面における方位コロニーの厚さを板厚の30％以下とすることでリジング特性の改善を図っている。
【００１１】
しかしながら、特開平９−263900号公報、特開平10-330887 号公報に記載された技術により、方位コロニーの形成を抑制しても、リジングの発生を完全には防止することができず、リジング発生のないSUS 304 鋼にくらべ、成形後の表面品質が劣るという問題が残されていた。
本発明の目的は、上記の困難を克服し、優れた延性、加工性および耐リジング性を兼備し、伸びの面内異方性が小さく、とくにSUS 304 鋼並みの耐リジング性を有し、成形後の表面品質に優れる高加工性フェライト系Cr含有冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記目的を達成するために種々検討を重ねた結果、Ｂを0.0002〜0.0030質量％含有したフェライト系Cr含有鋼板の製造工程において、熱間圧延（熱延）後の鋼板に対し、熱延板焼鈍に先立ち圧下率２〜15％の温間または冷間での予備圧延を行うことにより、延性、加工性および耐リジング性をともに改善し、かつ伸びの面内異方性を極めて小さくすることが可能になることを見出し、本発明を完成するに至った。なお、熱延板焼鈍は、箱焼鈍あるいは連続焼鈍のうちのいずれでもよいが、連続焼鈍とする場合には、Ｃ、Ｎ含有量を低減し、さらにTi、Nbといったスタビライズ元素を含有する組成とする必要があることを知見した。
【００１３】
また、本発明者らは、フェライト系Cr含有鋼板の本質的な問題であるリジングの発生に関し、その根本的な解決策を得るべく鋼板の結晶粒組織に着目して、鋭意検討した。その結果、耐リジング性の顕著な改善には、熱延板焼鈍後の結晶粒の伸展度を板厚全域にわたって小さくすることが重要であることを見いだした。なお、ここでいう結晶粒の伸展度とは、圧延方向に平行な板厚断面における、結晶粒の圧延方向の長さと結晶粒の板厚方向の長さの比を意味する。
【００１４】
また、冷延−仕上げ焼鈍後の鋼板（冷延焼鈍板）中に存在する圧延方向に並んだ粗大結晶粒からなるコロニー（粗大粒コロニー）の生成を防止することによって、リジングの発生が著しく抑制されることを見いだした。なお、ここでいう粗大粒コロニーとは、圧延方向に平行な板厚断面における平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する粗大結晶粒が圧延方向に連続的に並んだ集合体を意味する。
【００１５】
まず、本発明の骨子となる、熱延板への歪み付与の作用について、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
表１に示す組成の熱延板ａ（Ｂ添加鋼板）に、冷間にて０〜20％の圧下率の圧延（以下、予備圧延と称する）を行うことにより、熱延板に歪みを与えた後、860 ℃に８時間保持する熱延板焼鈍を施し、さらに熱延後の総圧下率が75％となる冷間圧延（冷延）により板厚0.8mm とした後、830 ℃に30秒保持する仕上げ焼鈍を行い、冷延焼鈍板とした。図１、図２および図３は、これら材料（冷延焼鈍板）の伸び（El）、ｒ値、耐リジング性（リジンググレードで表す）に及ぼす予備圧延圧下率の影響を示すグラフである。
【００１６】
【表１】
これらの図から、予備圧延により圧延ひずみを付与することにより伸び、ｒ値、耐リジング性がいずれも改善されることがわかる。ただし圧下率が２％未満ではその効果に乏しく、一方15％を超えるとかえって伸び、ｒ値、耐リジング性がともに低下するため、予備圧延圧下率は２〜15％とする必要がある。
また、表１に示す組成の熱延板ａ（Ｂ添加鋼板）および熱延板ｂ（Ｂ無添加鋼板）に、冷間にて０〜20％の圧下率の予備圧延を行った後、860 ℃に８時間保持する熱延板焼鈍を施し、さらに熱延後の総圧下率（累積圧下率）が75％となる冷間圧延（冷延）を施したのち、830 ℃に30秒保持する仕上げ焼鈍を行い、冷延焼鈍板とした。図４、図５は、これら材料（冷延焼鈍板）の伸び（El）および伸びの面内異方性ΔElに及ぼす圧下率の影響を示すグラフである。
【００１８】
これらの図から、伸びElはＢの有無で差がない（図４）が、圧下率２〜15％の予備圧延を施すことにより、伸びの面内異方性ΔElが、Ｂ無添加鋼では１％以上であるのに対し、Ｂ添加鋼では0.5 ％未満と極めて小さくなる（図５）。熱延板にＢを含有させ、予備圧延を施すことにより、予備圧延による伸び、ｒ値、耐リジング性の改善効果を損なうことなく、伸びの面内異方性が著しく改善されることがわかる。
【００１９】
なお、伸びEl、および伸びの面内異方性ΔElは、鋼板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれ引張試験して各方向の伸びを計測し、それらを用いて次式により算出した値である。
El ＝（ElL ＋２ElD ＋ElT ）／４
ΔEl＝｜ElL −２ElD ＋ElT ｜／２
ここに、ElL ，ElD ，ElT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向の伸びを表す。
【００２０】
本発明者らが行った他の実験から、このような顕著な特性の改善は、熱延板焼鈍前の予備圧延による歪付加に加えて、熱延板焼鈍条件に応じ、適切な成分調整を行った結果であると考えられる。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、化学成分のうち、Alを0.03質量％以下に調整すること、および熱延板焼鈍で焼鈍温度に１ｈ以上保持し、さらに保持後徐冷することが複合された結果、上記したような顕著な特性改善が可能となったと考えられる。この特性改善の機構については現在のところ明らかとはなっていないが、Alを低減することで固溶Ｎが増加し、さらに予備圧延による圧延歪を付与することにより熱延板焼鈍の加熱過程で転位上への炭窒化物の析出が促進され、結果として再結晶を抑制する固溶Ｃ、Ｎが減少して再結晶が起き易くなったことに関連するものと考えられる。なお、熱延板焼鈍の焼鈍温度は、700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくは（Ａ1 変態点＋30℃）以上1000℃未満である。ここで、Ａ1 変態点は、
Ａ1 変態点（℃）＝35(Cr+1.72Mo+2.09Si+4.86Nb+8.29V+1.77Ti+21.4Al+40B-7 .14C-8.0N-3.28Ni-1.89Mn-0.51Cu)+310 ……（３）
（ここで、Cr、Mo、Si、Nb、Ｖ、Ti、Al、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cu：各合金元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３）式の計算に際しては、鋼板中に含まれない成分（合金元素）は０として計算するものとする。
【００２１】
一方、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、化学成分として、Ti、Nbといった炭窒化物を形成するスタビライズ元素の含有を必須とすることに関連して、上記したような顕著な特性改善が可能となったと考えられる。この場合には、熱間圧延中に微細に析出する炭窒化物が、予備圧延で導入される転位のピニングサイトとして働き、焼鈍時には加熱初期における回復を抑制し、焼鈍温度に達すると再結晶を起きやすくするものと考えられる。また、鋳込み中に析出する粗大な炭窒化物は、焼鈍中の再結晶核として働くものと考えられる。
【００２２】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え構成されたものである。すなわち、第１の本発明の要旨は、Cr：９〜32質量％、Ｂ：0.0002〜0.0030質量％を含有するフェライト系Cr含有鋼板の製造方法において、熱間圧延後で熱延板焼鈍前の熱延板に圧下率：２〜15％の圧延を行うことを特徴とするフェライト系Cr含有鋼板の製造方法である。
【００２３】
第１の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を箱焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法であり、また、第１の本発明では、前記箱焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくはＡc1変態点＋30℃以上の温度で、好ましくは該焼鈍温度で１ｈ以上保持する焼鈍とすることが好ましい。
【００２４】
また、第１の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、
前記鋼材を、質量％で、
Cr：９〜32％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
を含み、さらに、
Ｃ：0.001 〜0.02％、 Ｎ：0.001 〜0.02％、
Al：0.30％以下
を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を連続焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法とすることが好ましい。
【００２５】
また、第１の本発明では、前記各組成は前記の各元素に加え、さらに質量％で、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらにNi、Ｖ、Ｐ、ＳをNi：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、あるいはさらに、次のａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成であることが好ましい。
【００２６】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である。
【００２７】
また、第２の本発明では、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である。
【００２８】
また、第２の本発明では、前記各組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００２９】
また、第３の本発明は、第２の本発明である、上記したフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板のうちのいずれかを用いて、該フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍温度：700 ℃以上の温度で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを施すことを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法である。
【００３０】
なお、詳しくは、第３の本発明は、ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程とを施し冷延鋼板用原板としたのち、該冷延鋼板用原板に冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを施すフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を箱焼鈍とするとともに、前記冷間圧延を圧下率：30％以上の冷間圧延とし、前記仕上げ焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上の温度で行うことを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法であり、また、第３の本発明では、前記箱焼鈍を焼鈍温度：700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満、より好ましくはＡc1変態点＋30℃以上1000℃未満の温度で、好ましくは該焼鈍温度で１ｈ以上保持する焼鈍とすることが好ましい。
【００３１】
また、第３の本発明では、前記鋼素材を、質量％で、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Al：0.30％以下を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有する組成の鋼素材とするとともに、前記箱焼鈍に代えて、連続焼鈍とすることが好ましい。
【００３２】
また、第４の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、次（２）式
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
（ここに、Ａ：アスペクト比、Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）、Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ））
で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板である。また、第４の本発明では、前記組成に代えて、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよい。また、第４の本発明では、前記各組成に加えてさらに、次ａ群〜ｄ群
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよい。
【００３３】
【発明の実施の形態】
まず、本発明のフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造に好適な、鋼素材の化学成分について説明する。以下、質量％は単に％と記す。
本発明で好適な鋼素材は、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、質量％で、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Al：0.03％以下を含有するものである。本発明では、上記した成分以外に、さらに、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有するものも許容される。また、さらにMo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％含有してもよい。また、必要に応じ、Ca：0.0005〜0.010 ％、Mg：0.0002〜0.0050％のうちの１種または２種を含有してもよい。
【００３４】
また、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、鋼素材は、質量％で、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％を含み、さらに、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Al：0.30％以下を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有するものである。本発明では、上記した成分以外に、さらに、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とするものも許容される。また、さらにMo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％含有してもよい。さらに、必要に応じZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下の１種または２種、Ca：0.0005〜0.010 ％、Mg：0.0002〜0.0050％を選択して含有してもよい。
【００３５】
以下に、鋼素材の組成限定理由について説明する。
Cr：９〜32％
Crは、耐食性を向上させる有効な元素であり、種々の腐食環境で耐食性を有する鋼板とするためには、９％以上の含有を必要とする。一方、32％を超える含有は、加工性が低下する。このため、本発明では、Crは９〜32％に限定した。なお、好ましくは11〜30％である。また、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Crは９〜32％の範囲で問題ないが、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃ、Ｎ含有量が多いため炭窒化物の析出が問題となり、種々の腐食環境下で耐食性を維持するためには、11％以上の含有を必要とする。一方、18％を超えて含有すると、Cr炭窒化物の析出のため加工性が低下する。このため、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Crは11〜18％とするのが好ましい。より好ましくは13〜18％である。
【００３６】
Ｂ：0.0002〜0.0030％
Ｂは、伸びの面内異方性を改善する有効な作用を示し、優れた延性、加工性が要求される本発明のフェライト系Cr含有鋼板では重要な元素である。伸びの面内異方性の改善効果は、0.0002％以上の含有で顕著となるが、0.0030％を超える含有は、製品板の加工性が劣化する。このため、Ｂは0.0002〜0.0030％の範囲に限定した。Ｂ含有による伸びの面内異方性の改善機構については、現在までのところまだ明確にはなっていないが、熱延板焼鈍時にＢが鋼中Ｎと結合し、冷間圧延時に導入された転位上に微細析出し、焼鈍時の加熱初期における転位の回復を抑え、加熱温度に達したのちは再結晶を促進することに関係しているものと考えられる。
【００３７】
Ｃ：0.005 〜0.12％（箱焼鈍の場合）、0.001 〜0.02％（連続焼鈍の場合）
本発明では、延性向上のため、Ｃは可能なかぎり低減するのが望ましいが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Ｃ含有量の範囲を変化する。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃ含有量を0.005 ％未満と低減しすぎると耐リジング性が劣化し、プレス成形等の加工に際し加工部に凹凸を生じ、製品の美観が損なわれる。このため、Ｃ含有量の下限を0.005 ％に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上である。一方、0.12％を超える含有は、延性の低下や、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｃは0.005 〜0.12％の範囲に限定するのが好ましい。
【００３８】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｃ含有量の下限を0.001 ％に限定するのが好ましい。0.001 ％未満と過度に低減すると製鋼コストの高騰を招く。このため、Ｃ含有量の下限を0.001 ％に限定するのが好ましい。一方、0.02％を超えて過剰に含有すると、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｃは0.001 〜0.02％の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは0.001 〜0.015 ％である。
【００３９】
Ｎ：0.005 〜0.12％（箱焼鈍の場合）、0.001 〜0.02％（連続焼鈍の場合）
本発明では、延性向上のため、Ｎは、Ｃと同様に可能なかぎり低減するのが望ましいが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Ｎ含有量の範囲を変化する。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｎ含有量を0.005 ％未満に低減しすぎると耐リジング性が劣化し、プレス成形等の加工に際し加工部に凹凸を生じ、製品の美観が損なわれる。このため、Ｎ含有量の下限を0.005 ％に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.01％以上である。一方、0.12％を超える過剰な含有は、延性の低下や、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Ｎは0.005 〜0.12％の範囲に限定するのが好ましい。
【００４０】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｎ含有量は0.001 ％以上とするのが好ましい。Ｎを0.001 ％未満と過度に低減すると製鋼コストの高騰を招く。一方、0.02％を超えて過剰に含有すると、発錆の起点となる脱Cr層、粗大な析出物、介在物等の増加を招く。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ｎは0.001 〜0.02％の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは0.001 〜0.015 ％である。
【００４１】
Al：0.03％以下（箱焼鈍の場合）、0.30％以下（連続焼鈍の場合）
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、本発明では、熱延板焼鈍方法に依存して、Al含有量の範囲を変化させることが好ましい。
熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Al含有量を低減することにより、固溶Ｎ量が増加し、予備圧延により導入された転位上への、焼鈍加熱途中での炭窒化物の析出が促進される。これにより、再結晶が促進され耐リジング性が改善される。熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、このような効果が認められるのはAlが0.03％以下の場合である。また、Alは多量に含有すると酸化物系介在物が増加し、へげ等の表面欠陥を多発する。このようなことから、熱延板焼鈍を箱焼鈍とする場合には、Alは0.03％以下に限定するのが好ましい。
【００４２】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Ti、Nbといった炭窒化物を形成する元素（スタビライズ元素）が含有されるため、Alの効果は箱焼鈍の場合と異なる。この場合、Alも、Ti、Nbと同様に、窒化物として熱間圧延中に微細析出し、予備圧延により導入された転位のピニングサイトとして作用し、熱延板焼鈍中の再結晶を促進する働きをするものと考えられる。また、鋳造中に析出する粗大な炭窒化物は、熱延板焼鈍中の再結晶核として働くものと考えられる。しかし、Alは多量に含有すると酸化物系介在物が増加し、へげ等の表面欠陥を多発する。このようなことから、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、Alは0.30％以下とするのが好ましい。なお、好ましくは0.20％以下である。
【００４３】
Si：1.0 ％以下
Siは、脱酸のために有効な元素であるが、過剰の含有は冷間加工性の低下や延性の低下を招くので、その含有は1.0 ％以下とする。なお、より好ましくは0.03〜0.5 ％である。
Mn：1.0 ％以下
Mnは、鋼中に存在するＳを析出固定し、熱間圧延時の割れを防止する有用な元素であるが、過剰の含有は冷間加工性の低下や耐食性の低下を招く。このため、Mnは1.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.8 ％である。
【００４４】
Ti：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種
Ti、Nbは、いずれもＣ、Ｎと結合し炭化物、窒化物あるいは炭窒化物を形成して、フェライト中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減し、延性、加工性を向上させる効果を有する元素であり、熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には必須の元素である。さらに、熱間圧延中に微細に析出するTi、Nbの炭窒化物は、予備圧延において導入される転位のピニングサイトとして働き、熱延板の焼鈍時に、加熱初期における回復を抑制し、焼鈍温度に達したのちは再結晶を生じやすくするものと考えられる。また、鋳込中に析出するTi、Nbの粗大な炭窒化物は、熱延板焼鈍における再結晶核として働くものと考えられる。このような効果はTi、Nbともに、0.05％以上の含有で認められる。一方、Ti、Nbともに、0.50％を超える含有は、酸化物系介在物が増加する。このようなことから、Tiは0.05〜0.50％、Nbは0.05〜0.50％の範囲に限定した。
【００４５】
上記した成分以外に、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓは、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有するのが好ましい。
Ni：1.0 ％以下
Niは、耐食性を向上させる元素であるが、過剰な添加は加工性を劣化させるうえ、経済的にも不利となるため、1.0 ％以下に調整するのが望ましい。
【００４６】
Ｖ：1.0 ％以下
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合し炭化物、窒化物を形成し結晶粒の粗大化を抑制する効果を有する元素であるが、多量の含有は冷間加工性を低下させる。このため、Ｖは1.0 ％以下に調整するのが望ましい。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、熱間加工性を劣化させ、また食孔を発生させる元素であり、できるだけ低減するのが好ましい。0.05％までは、その悪影響が顕著とならないため、0.05％までは許容できる。
【００４７】
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、Mnと結合してMnS を形成して発錆の起点となるとともに、結晶粒界に偏析し、粒界脆化を促進する有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましい。0.01％までは、その悪影響が顕著とならず、許容できる。
Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計：0.5 〜2.5 ％
MoおよびCuは、耐食性を向上させる元素であり、高い耐食性を必要とする場合に含有するのが有効であるが、過剰の含有は加工性を害するため、合計で2.5 ％以下とするのが好ましい。
【００４８】
Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Zr、Taは、いずれもＣおよびＮと結びつき、フェライト中の固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減させることにより延性および加工性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できるが、それぞれの含有量が0.5 ％を超えると、かえって加工性が低下するばかりでなく、表面品質も低下する。このため、Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下に限定するのが望ましい。
【００４９】
Ca：0.0005〜0.010 ％
Caは、酸化物系介在物の融点を低下させ、製鋼段階での介在物の浮上分離を促し、介在物起因の表面欠陥の発生を抑える働きを有し、本発明では必要に応じ含有できるが、0.0005％未満では効果が認められず、一方、含有量が0.010 ％を超えると、かえって表面品質が低下する。このため、Caは0.0005〜0.010 ％とするのが好ましい。
【００５０】
Mg：0.0002〜0.0050％
Mgは、熱間加工性を改善する効果を有し、必要に応じ含有できるが、0.0002％未満では効果が認められず、一方、0.0050％を超える含有は、表面品質に悪影響を及ぼすことから、Mgは0.0002〜0.0050％の範囲とするのが好ましい。
次に、本発明の冷延鋼板用原板の製造プロセスについて説明する。
【００５１】
このプロセスは、精錬⇒鋳造⇒熱間圧延（熱延工程）〔⇒脱スケール処理〕⇒熱延板焼鈍の各工程を順次行うものである。なお、〔〕内は必要に応じて実施するものである。
精錬⇒鋳造の工程により、上記した組成の鋼素材が製造される。
精錬での１次精錬手段は転炉、電気炉のいずれでもよく、１次精錬後の溶鋼は真空脱ガス（ＲＨ）、ＶＯＤ、ＡＯＤのいずれかで２次精錬処理することが好ましい。
【００５２】
鋳造手段は、経済性の面から連続鋳造法が好ましい。鋳造対象は熱間圧延用の素材となる鋼素材（スラブ）である。
鋼素材は、ついで熱間圧延工程を施され、熱延板とされる。熱間圧延は、鋼素材（スラブ）加熱⇒粗圧延⇒仕上げ圧延⇒巻取を順次行う常法によればよい。
本発明に係る圧延ひずみ２〜15％付与は、このプロセスにおいて熱間圧延工程後で熱延板焼鈍工程の前に、予備圧延工程として実施されるが、この間に酸洗等の脱スケール処理が加わる場合は、脱スケール処理の前あるいは後で実施することができる。
【００５３】
予備圧延工程における圧延は、冷間あるいは450 ℃未満の温間域で行うのが好ましい。圧延温度が450 ℃以上では圧延により導入された圧延歪が回復し、予備圧延の効果が減少する。なお、予備圧延工程は、熱延工程の終了後、熱延板焼鈍工程前までの間に行えばよく、例えば、熱間圧延後にコイルが450 ℃未満〜室温まで冷却される間に、コイルがまだ室温より高温のうちに圧延してもよい。
【００５４】
熱延板焼鈍は、鋼素材の組成に応じ、バッチ焼鈍、あるいは連続焼鈍とする。箱焼鈍では、所定の焼鈍温度までの加熱速度は特に限定しないが500 ℃から所定温度までの平均で50℃／ｈ以下とするのが好ましい。箱焼鈍は、所定の焼鈍温度に加熱したのちその温度で１ｈ以上の保持を行い、保持後600 ℃までの平均冷却速度で25℃／h 以下の徐冷を行う、高温長時間保持・徐冷の焼鈍とするのが好ましい。本発明における所定の焼鈍温度は、700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1000℃未満の範囲の温度とするのが延性改善および耐リジング性の改善の観点から好ましい。
【００５５】
より好ましい焼鈍温度は、（Ａ1 変態点＋30℃）以上1000℃未満である。なお、Ａ1 変態点は、次（３）式
Ａ1 変態点（℃）＝35(Cr+1.72Mo+2.09Si+4.86Nb+8.29V+1.77Ti+21.4Al+40B-7 .14C-8.0N-3.28Ni-1.89Mn-0.51Cu)+310 ……（３）
（ここで、Cr、Mo、Si、Nb、Ｖ、Ti、Al、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cu：各合金元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（３）式の計算に際しては、鋼板中に含まれない成分（合金元素）は０として計算するものとする。
【００５６】
熱延板焼鈍の焼鈍温度を、とくに（Ａ1 変態点＋30℃）以上とすることにより、熱延板焼鈍途中で（α＋γ）二相組織となり、炭窒化物の一部再固溶、フェライト粒の再結晶・等軸化、および変態に伴う結晶方位のランダム化等が起こり、その後の処理を経て冷延鋼板の延性や耐リジング性が顕著に改善されるものと考えられる。焼鈍温度を1000℃以上とすると、熱延板焼鈍後あるいは仕上げ焼鈍後の結晶粒が粗大化し、耐リジング性がかえって低下するとともに、肌荒れが顕著となり表面品質が劣化する。なお、本発明では、この高温保持に加えて、炭窒化物の析出処理および脱Cr層の回復処理としての徐冷が特性向上に有効である。なお、保持後の徐冷に代えて、徐冷途中で600 〜850 ℃の温度範囲で等温保持処理を付加してもよい。
【００５７】
熱延板焼鈍を連続焼鈍とする場合には、延性改善および耐リジング性の観点から、焼鈍温度は700 ℃以上、好ましくは750 ℃以上1100℃以下の範囲の温度とするのが好ましい。
このようにして得られた熱延焼鈍板は、上記した鋼素材と同様な組成である、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成、あるいは質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらに、
圧延方向に平行な板厚断面で、次（１）式
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
（ここに、ｅ：伸展度、Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）、Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ））
で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織を有する。
【００５８】
なお、鋼素材と同様に上記した各組成に加えて、質量％で、Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％、および／またはZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／またはCa：0.0005〜0.010 ％、および／またはMg：0.0002〜0.050 ％を含有してもよい。各組成の限定理由は、鋼素材の組成限定理由と同様であり、ここでは省略する。
【００５９】
フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板である、熱延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織は、通常、板中心部近傍の結晶粒が表面近傍の結晶粒に比べ圧延方向に長く伸展した粒、伸展粒が多くなっている。その一例を模式的に図６に示す。本発明では、圧延方向に平行な板厚断面における各々の結晶粒について、圧延方向の長さＬ１と、板厚方向の長さＬ２を測定し、前記（１）式で示されるように、その比、Ｌ１／Ｌ２をその結晶粒の伸展度ｅと定義する（図６（ｂ））。
【００６０】
本発明では、冷延鋼板用原板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織を、上記した伸展度ｅの最大値が５以下である組織とする。
各種フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板（熱延焼鈍板）について、圧延方向に平行な板厚断面における伸展度ｅの分布の一例を図７に示す。図７の各曲線にはリジンググレードを表示してあるが、このリジンググレードは、これら熱延焼鈍板に、通常の冷間圧延−仕上げ焼鈍を施し冷延焼鈍板としたのち測定したものである。冷延焼鈍後の鋼板のリジンググレードがＤ、Ｂである熱延焼鈍板では、中心部近傍で伸展度ｅの最大値が５を超える高い値となっている。リジンググレードＡと、冷延焼鈍板の耐リジング性を高めるためには、熱延焼鈍板（冷延鋼板用原板）の結晶組織を、伸展度ｅの最大値が５以下である組織とする必要があることがわかる。
【００６１】
熱延焼鈍板中に存在する伸展粒は、通常の冷延・仕上げ焼鈍により十分な再結晶を起こしほぼ等軸の粒となる。しかし、熱延焼鈍板中に存在する伸展度ｅが５を超える伸展粒は、冷延焼鈍板のリジング発生原因の一つである方位コロニー（結晶方位の類似した集合体）、あるいは粗大粒コロニー（圧延方向に連続して並ぶ粗大な結晶粒の集合体）の形成を助長し、それにより、冷延焼鈍板の耐リジング性を低下させる原因となっているものと考えられる。
【００６２】
伸展度ｅが５以下の結晶粒組織とするために、本発明では、熱延板に冷間あるいは温間で、圧下率２〜15％の予備圧延を施すのが好ましい。この予備圧延により導入された歪が、熱延板焼鈍に際し再結晶・等軸化を促進し、とくに板厚中央部近傍の結晶粒の伸展度を低下させる。なお、本発明では、熱延焼鈍板の結晶組織を伸展度ｅが５以下の組織とする方法は、上記した熱延板に予備圧延を施す方法に限定されるものではない。熱間圧延の圧延仕上げ温度を 450℃未満の低温とし熱延板焼鈍前に歪によるエネルギーを蓄積する方法、あるいは熱延板焼鈍前に焼入れ処理を行い変態に伴う歪を利用する方法なども条件を選定すれば有効であると考えられる。
【００６３】
ついで、このような冷延鋼板用原板は、脱スケール処理して冷延工程−仕上げ焼鈍工程を経て冷延焼鈍板とされる。
つぎに、冷延鋼板の製造プロセスについて以下に説明する。
本発明の冷延鋼板の製造プロセスは、上記した冷延鋼板用原板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍温度：700 ℃以上の温度で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを順次施す工程からなる。
【００６４】
冷延工程では、冷延圧下率を30％以上、より好ましくは、50〜95％とする冷間圧延を行うのが好適である。また、仕上げ焼鈍工程では、さらなる加工性を付与するために、冷延板に600 ℃以上、より好ましくは700 〜1100℃の再結晶温度域の温度で仕上げ焼鈍を行うのが好ましい。仕上げ焼鈍温度が1100℃を超えると、結晶粒の粗大化が起こる。
【００６５】
なお、冷延工程⇒仕上げ焼鈍工程は、必要に応じて２回以上行ってもよい。これにより、ｒ値、延性、耐リジング性がより向上する。
また、冷延板の仕上げは、例えばJIS G 4305-1191 で示されるNo. ２Ｄ仕上げ（焼鈍⇒酸洗（⇒つや消しロールで軽圧下））、No. ２Ｂ仕上げ（焼鈍⇒酸洗⇒調質圧延）、No. ＢＡ仕上げ（光輝焼鈍）、その他、各種研磨仕上げ（Ｎo.３〜４，ＨＬ，Ｎo.６〜８）などが可能である。
【００６６】
上記した冷延鋼板の製造方法で得られた冷延鋼板（冷延焼鈍板）は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.12％、Ｎ：0.005 〜0.12％、Cr：11〜18％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.03％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成、あるいは質量％で、Ｃ：0.001 〜0.02％、Ｎ：0.001 〜0.02％、Cr：９〜32％、Ｂ：0.0002〜0.0030％、Al：0.30％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：1.0 ％以下を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、Ni：1.0 ％以下、Ｖ：1.0 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、次（２）式
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
（ここに、Ａ：アスペクト比、Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）、Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ））
で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有する。なお、鋼素材と同様に各組成に加えて、質量％で、Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％、および／またはZr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／またはCa：0.0005〜0.010 ％、および／またはMg：0.0002〜0.050 ％を含有してもよい。各組成の限定理由は、鋼素材の組成限定理由と同様であり、ここでは省略する。
【００６７】
本発明では、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒を粗大粒という。ここで、平均結晶粒面積Ａ0 は、圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒の平均面積を意味する。また、本発明では、これら粗大粒が圧延方向に連続して並んだ集合体を粗大粒コロニーと呼ぶ。冷延焼鈍鋼板の圧延方向に平行な板厚断面における、冷延焼鈍鋼板の結晶粒組織の一例を模式的に図８（ａ）に示す。図８（ａ）では、板厚中央部近傍に粗大粒コロニーが存在する。粗大粒コロニーは、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する粗大粒が圧延方向に連続して並んだ粗大粒の集合体である（図８では５個の粗大粒が連続している）。また、図８では、一つの粗大粒コロニーのみを図示しているが、粗大粒コロニーは一つに限定されない。また、粗大粒コロニーの位置についても、板厚中央部近傍に限定されない。
【００６８】
本発明では、圧延方向に平行な板厚断面で、この粗大粒コロニーの圧延方向の長さＬ３と、板厚方向の長さＬ４を測定し、前記（２）式で示されるように、その比、Ｌ３／Ｌ４をその粗大粒コロニーのアスペクト比Ａと定義する。（図８（ｂ））。圧延方向に平行な板厚断面で存在する粗大粒コロニーごとに、そのアスペクト比Ａを測定し、その最大値を求める。本発明の冷延鋼板では、このような粗大粒コロニーのアスペクト比の最大値を５以下とする。アスペクト比が５を超えると、耐リジング性が低下し、SUS 304 並みの耐リジング性が確保できなくなる。
【００６９】
粗大粒コロニーの存在によるリジング発生の詳細な機構については現在のところ明確とはなっていないが、つぎのように考えられる。フェライト系鋼では、変形に際し降伏現象が現れ、リューダース帯と呼ばれる不均一変形が起きるが、降伏応力は結晶粒径に依存し、粗大粒ほど低い応力で降伏するため、アスペクト比が５を超える粗大コロニーが存在すると、変形初期に粗大コロニー部での微細領域で降伏が生じ、これが周囲の変形に影響して、鋼板表面にリジングを発生させるもの考えられる。
【００７０】
アスペクト比が５を超える粗大コロニーの形成を抑制し、均一な結晶粒組織とすることにより、耐リジング性が顕著に改善される。アスペクト比が５を超える粗大コロニーの形成を抑制するためには、上記したように、冷延鋼板用原板（熱延焼鈍板）における結晶粒組織を、伸展度ｅの最大値が５以下である組織とすることが好ましい。熱延焼鈍板の結晶組織を伸展度ｅが５以下の組織とする方法は、上記したように、熱延板に予備圧延を施す方法が有効であるが、その他に、熱間圧延の圧延仕上げ温度を 450℃未満の低温とし熱延板焼鈍前に歪によるエネルギーを蓄積する方法、あるいは熱延板焼鈍前に焼入れ処理を行い変態に伴う歪を利用する方法なども有効であると考えられる。また、粗大コロニーの形成を抑制するためには、熱延後、冷延−焼鈍を２回あるいは３回以上繰り返して行うことなども有効であると考えられる。
【００７１】
本発明では、Cr含有フェライト系鋼板の通常の製造プロセスにおいて、Ｂを含有する鋼を素材とし、かつ熱延〜熱延板焼鈍間に熱延板に対し冷間または温間での予備圧延工程を付加するだけで目的の特性をもつ製品が得られるため、生産能率が良く、また製造コスト増も極めて少なくてすむ。
【００７２】
【実施例】
以下、実施例に基づき本発明を具体的に説明する。
（実施例１）
表２に示す組成になるCr含有フェライト系鋼を転炉⇒２次製錬（ＶＯＤ）にて溶製し、連続鋳造によりスラブとなし、これを熱間圧延（スラブ加熱⇒粗圧延⇒仕上げ圧延⇒巻取）して熱延板とした。この熱延板を酸洗後、圧下率０〜20％の冷間圧延を表３に示すように割り振った圧下率で行い、次いで表３に示す条件で熱延板焼鈍した。熱延板焼鈍条件は、830 〜860 ℃×８ｈ保持の箱焼鈍とした。
【００７３】
次いで酸洗し、次いで熱延後の累積圧下率が75％となるように冷間圧延し、次いで表３に示す条件で仕上げ焼鈍を行って、板厚0.8 mmの冷延焼鈍材とした。これら冷延焼鈍材について、ｒ値、伸びおよび伸びの面内異方性、リジンググレードを測定した。
ｒ値、伸び、耐リジング性の測定は以下の方法に従って行った。
（１）ｒ値
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれに15％の単軸引張予ひずみを与える前後の試験片の幅とゲージ長さから幅ひずみと板厚ひずみの比として各方向のｒ値を計測し、それらを次式により平均して測定値とした。
【００７４】
ｒ＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒT ）／４
ここに、ｒL ，ｒD ，ｒT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向のｒ値を表す。
（２）伸び
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°、45°、90°の各方向を試験方向とするＪＩＳ13号Ｂ試験片を採取し、それぞれ引張試験して各方向の伸びを計測し、それらを次式により平均して測定値とした。
【００７５】
El＝（ElL ＋２ElD ＋ElT ）／４
ここに、ElL ，ElD ，ElT はそれぞれ圧延方向に対して０°，45°，90°の方向の伸びを表す。
さらに、伸びの面内異方性（ΔEl）は、次式により求めた。
ΔEl＝｜ElL −２ElD ＋ElT ｜／２
（３）耐リジング性
各冷延焼鈍板から、圧延方向に対して０°の方向を試験方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その片面を＃600 に仕上げ研磨し、20％の単軸引張予ひずみを与えてリジングを発生させ、試験片中央部でのリジング量（うねりの高さ：凹底から凸頂までの高さ）を粗度計により計測し、その結果を、Ａ：５μｍ以下、Ｂ：５μｍ超〜10μｍ、Ｃ：10μｍ超〜20μｍ、Ｄ：20μｍ超の４階級に分級して評価した。この階級をリジンググレードと称する。リジンググレードがＡ、Ｂの場合にはプレス成形時の耐リジング性が良好であるとした。
【００７６】
得られた結果を表３に示す。
【００７７】
【表２】
【表３】
表３において、実施例は本発明範囲内で製造されたもの、比較例は本発明範囲外で製造されたものである。表３から明らかなように、実施例では、比較例に比べ、伸び、ｒ値が上昇し、リジンググレードも大きく向上し、しかも、伸びの面内異方性が、比較例のΔEl：２％以上に対し実施例ではΔEl：0.5 ％以下と、著しく改善されている。
【００８０】
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を、転炉−２次精錬工程で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを再加熱し、熱間圧延工程により、3.2mm 厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板を酸洗し、予備圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、酸洗工程と、冷延工程と、仕上げ焼鈍工程を順次施し、板厚0.8mm の冷延焼鈍板とした。予備圧延、熱延板焼鈍、仕上げ焼鈍の条件を表５に示す。なお、冷延工程における累積圧下率は75％であった。熱延板焼鈍および仕上げ焼鈍は、連続焼鈍とした。
【００８１】
これら冷延焼鈍材について、実施例１と同様に、ｒ値、伸びおよび伸びの面内異方性、リジンググレードを測定した。
これらの結果を、表５に示す
【００８２】
【表４】
【表５】
表５から、実施例はいずれも、ｒ値：1.20以上、El：30％以上、リジンググレード：Ａであり、同一鋼No. の比較例に比べ、伸び、ｒ値が上昇し、リジンググレードも大きく向上し、しかも、伸びの面内異方性が、比較例のΔEl：1.2 ％以上に対し、実施例ではΔEl：0.5 ％以下と、著しく改善されている。
（実施例３）
表２または表４に示す組成の溶鋼（鋼No. Ｃ、Ｋ、Ｌ、Ｍ）を、転炉−２次精錬工程で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを再加熱し、熱間圧延工程により、3.2 〜4.0mm 厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板を酸洗し、予備圧延工程と、熱延板焼鈍工程と、酸洗工程と、冷延工程と、仕上げ焼鈍工程を順次施し、板厚0.8mm の冷延焼鈍板とした。予備圧延、熱延板焼鈍、仕上げ焼鈍の条件を表６に示す。なお、冷延工程における累積圧下率は75〜80％であった。熱延板焼鈍は連続焼鈍または箱焼鈍、仕上げ焼鈍は連続焼鈍とした。
【００８５】
これら冷延焼鈍材について、実施例１と同様に、ｒ値、伸び、リジンググレードを測定した。
なお、熱延板焼鈍工程を経た得られた熱延焼鈍板（冷延鋼板用原板）から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、王水にてエッチングしたのち、光学顕微鏡を用いて100 倍で板厚×２mmの範囲の組織を撮影した。得られた組織写真より、画像解析装置を用いた画像処理により、結晶粒の伸展度ｅを測定し、その最大値を求めた。また、冷延焼鈍板について、圧延方向に平行な板厚断面を研摩し、王水にてエッチングした後、光学顕微鏡を用いて 200倍にて板厚×１mmの範囲を撮影した。得られた組織写真により、画像解析装置を用いた画像処理により平均の結晶粒面積Ａ0 、および２×Ａ0 以上の結晶粒面積を有する粗大結晶粒が圧延方向に連続して集合した集合体である粗大コロニーのアスペクト比Ａを測定し、その最大値を求めた。
【００８６】
これらの結果を、表６に示す
【００８７】
【表６】
表６から、実施例はいずれも、熱延焼鈍板の伸展度ｅの最大値が５以下、冷延焼鈍板の粗大粒コロニーのアスペクト比の最大値が５以下と、均一な結晶粒組織となって、ｒ値および伸びが同一鋼No. の比較例に比べ良好であるとともに、リジンググレード：Ａと耐リジング性が顕著に向上している。これに対し、比較例は、伸び、ｒ値、リジンググレードがいずれも劣化している。
【００８９】
【発明の効果】
かくして本発明によれば、延性、加工性、および耐リジング性に優れ、しかも伸びの面内異方性の極めて小さいフェライト系Cr含有鋼板を能率良く安価に供給できるようになり、その工業的価値は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】仕上げ焼鈍材の伸びに及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図２】仕上げ焼鈍材のｒ値に及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図３】仕上げ焼鈍材の耐リジング性に及ぼす熱間圧延後焼鈍前の熱延板に付与した予備圧延の圧下率の影響を示すグラフである。
【図４】仕上げ焼鈍材の伸びに及ぼすＢ添加の影響を示すグラフである。
【図５】仕上げ焼鈍材の伸びの面内異方性に及ぼすＢ添加の影響を示すグラフである。
【図６】（ａ）は熱延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における結晶粒組織の一例を示す模式図であり、（ｂ）は結晶粒の伸展度ｅの定義を説明する模式図である。
【図７】熱延焼鈍板の結晶粒の伸展度分布とリジンググレードの関係を示すグラフである。
【図８】（ａ）は冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面における粗大粒コロニーの一例を示す模式図であり、（ｂ）は粗大粒コロニーのアスペクト比Ａの定義を説明する模式図である。
Claims (9)
- ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、
前記鋼素材を、 質量％で、
Cr：11〜18％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
を含み、さらに、
Ｃ：0.005 〜0.12％、 Ｎ：0.005 〜0.12％、
Al：0.03％以下
を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を箱焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法。 - ＢおよびCrを含有する鋼素材に、熱間圧延により熱延板とする熱延工程と、該熱延板を焼鈍する熱延板焼鈍工程と、を施すフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法において、
前記鋼材を、質量％で、
Cr：９〜32％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
を含み、さらに、
Ｃ：0.001 〜0.02％、 Ｎ：0.001 〜0.02％、
Al：0.30％以下
を含有し、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有する組成の鋼素材とし、前記熱延工程後で前記熱延板焼鈍工程の前に、前記熱延板に冷間または温間で圧下率２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を施し、かつ前記熱延板焼鈍工程の焼鈍を連続焼鈍とすることを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ：0.005 〜0.12％、 Ｎ：0.005 〜0.12％、
Cr：11〜18％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
Al：0.03％以下、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以下
を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、
Ni：1.0 ％以下、 Ｖ：1.0 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.01％以下
に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、下記（１）式で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板。
記
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
ここに、ｅ：伸展度
Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）
Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ） - 質量％で、
Ｃ：0.001 〜0.02％、 Ｎ：0.001 〜0.02％、
Cr：９〜32％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
Al：0.30％以下、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以下
を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、
Ni：1.0 ％以下、 Ｖ：1.0 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.01％以下
に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と圧延方向に平行な板厚断面で、下記（１）式で定義される伸展度ｅの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板。
記
ｅ＝Ｌ１／Ｌ２ ………（１）
ここに、ｅ：伸展度
Ｌ１：結晶粒の圧延方向長さ（μm ）
Ｌ２：結晶粒の板厚方向長さ（μm ） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項３または４に記載のフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板。
記
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％ - 請求項３ないし５のいずれかに記載のフェライト系Cr含有冷延鋼板用原板を用いて、該フェライト系Cr含有冷延鋼板用原板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を行い冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍温度：700 ℃以上の温度で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程とを施すことを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板の製造方法。
- 質量％で、
Ｃ：0.005 〜0.12％、 Ｎ：0.005 〜0.12％、
Cr：11〜18％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
Al：0.03％以下、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以下
を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、
Ni：1.0 ％以下、 Ｖ：1.0 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.01％以下
に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、下記（２）式で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とする延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Cr含有冷延鋼板。
記
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
ここに、Ａ：アスペクト比
Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）
Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ） - 質量％で、
Ｃ：0.001 〜0.02％、 Ｎ：0.001 〜0.02％、
Cr：９〜32％、 Ｂ：0.0002〜0.0030％
Al：0.30％以下、 Si：1.0 ％以下、
Mn：1.0 ％以下
を含み、かつTi：0.05〜0.50％、Nb：0.05〜0.50％のうちの１種または２種を含有し、あるいはさらに、Ni、Ｖ、Ｐ、Ｓを、
Ni：1.0 ％以下、 Ｖ：1.0 ％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.01％以下
に調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、圧延方向に平行な板厚断面で、平均結晶粒面積Ａ0 の２倍以上の結晶粒面積を有する結晶粒が圧延方向に連続した集合体である粗大粒コロニーの、下記（２）式で定義されるアスペクト比Ａの最大値が５以下である組織とを有することを特徴とするフェライト系Cr含有冷延鋼板。
記
Ａ＝Ｌ３／Ｌ４ ………（２）
ここに、Ａ：アスペクト比
Ｌ３：粗大粒コロニーの圧延方向長さ（μm ）
Ｌ４：粗大粒コロニーの板厚方向長さ（μm ） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記ａ群〜ｄ群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項７または８に記載のフェライト系Cr含有冷延鋼板。
記
ａ群：Mo、Cuのうちから選ばれた１種または２種を合計で0.5 〜2.5 ％
ｂ群：Zr：0.5 ％以下、Ta：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種
ｃ群：Ca：0.0005〜0.010 ％
ｄ群：Mg：0.0002〜0.0050％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000335802A JP4214671B2 (ja) | 1999-11-02 | 2000-11-02 | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31288099 | 1999-11-02 | ||
| JP11-312880 | 1999-11-02 | ||
| JP2000335802A JP4214671B2 (ja) | 1999-11-02 | 2000-11-02 | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001192735A JP2001192735A (ja) | 2001-07-17 |
| JP4214671B2 true JP4214671B2 (ja) | 2009-01-28 |
Family
ID=26567359
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000335802A Expired - Fee Related JP4214671B2 (ja) | 1999-11-02 | 2000-11-02 | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4214671B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4507680B2 (ja) * | 2004-04-23 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP4721761B2 (ja) * | 2005-04-25 | 2011-07-13 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐食性および耐リジング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 |
| JP5045050B2 (ja) * | 2006-10-05 | 2012-10-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 冷延用フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011214060A (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-27 | Jfe Steel Corp | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| WO2014147655A1 (ja) * | 2013-03-18 | 2014-09-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| US20160281189A1 (en) * | 2013-03-19 | 2016-09-29 | Jfe Steel Corporation | Stainless steel sheet |
| JP5505555B1 (ja) * | 2013-12-26 | 2014-05-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| MX2020001521A (es) | 2017-09-29 | 2020-03-20 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero inoxidable ferritico laminada en caliente y recocida y metodo para la fabricacion de la misma. |
| JP6615256B2 (ja) * | 2018-03-30 | 2019-12-04 | 日鉄ステンレス株式会社 | ステンレス鋼板および制動系部品 |
| CN115125454B (zh) * | 2022-08-15 | 2023-08-15 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种成形后具备低波纹度的冷轧汽车外板及其生产方法 |
-
2000
- 2000-11-02 JP JP2000335802A patent/JP4214671B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001192735A (ja) | 2001-07-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR950013188B1 (ko) | 면내 이방성을 감소시킨 고연성, 고강도의 복상조직 크롬 스테인레스강 스트립의 제조방법 | |
| US6500280B2 (en) | Ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties | |
| JP5924459B1 (ja) | ステンレス冷延鋼板用素材 | |
| JP2007119847A (ja) | プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4214671B2 (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3581801B2 (ja) | 加工性と表面性状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 | |
| JP2003105446A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3941363B2 (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4867338B2 (ja) | 超高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001098328A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH02163318A (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPS62199721A (ja) | 加工性の良好なフエライト系ステンレス鋼の鋼板または鋼帯の製造法 | |
| JP4114522B2 (ja) | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06179922A (ja) | 深絞り用高張力薄鋼板の製造法 | |
| JP2007239035A (ja) | 耐ひずみ時効性および耐肌荒れ性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007211337A (ja) | 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000256749A (ja) | 耐リジング性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP2001089814A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3911075B2 (ja) | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 | |
| JP2001098327A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH10130734A (ja) | ロール成形用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP3593728B2 (ja) | 成形性の優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH09256064A (ja) | ローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法 | |
| KR20110075408A (ko) | 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법 | |
| JP3596045B2 (ja) | 成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050624 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070122 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080722 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080919 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20081014 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20081027 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4214671 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111114 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111114 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121114 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131114 Year of fee payment: 5 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |