JP4963043B2 - 耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げ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。

フェライト系ステンレス鋼板は、厨房機器、家電製品、電子機器など幅広い分野で使用されている。しかしながら、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して加工性に劣るため、用途限定される場合もあった。近年、精錬技術の向上により極低炭素・窒素化が可能となり、更にＴｉやＮｂなどの安定化元素の添加により、加工性を高めたフェライト系ステンレス鋼板は広範囲の加工用途へ適用されつつある。これは、フェライト系ステンレス鋼が多量のＮｉを添加するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れているためである。

加工性を高めたフェライト系ステンレス鋼板は、代表的なオ−ステナイト系ステンレス鋼板のＳＵＳ３０４（１８Ｃｒ−８Ｎｉ）と比べ、Ｃｒ量が低い場合も多く，耐食性には課題がある。意匠性が要求されるステンレスシンク等の厨房機器や家電製品については、初期の発銹やしみなどの腐食による表面性状の劣化を問題とする場合が多い。

上述のような耐発銹性を改善するには、ＣｒやＭｏを合金化する方法と、光輝焼鈍により鋼板表面に形成する皮膜を改質する方法とがある。前者は、合金化によるコスト上昇を招くとともに、加工性を阻害する要因となるため好ましくない。後者は、材料コストの上昇と加工性の低下を抑制する視点から有効な方法であり、光輝焼鈍を利用した皮膜改質については種々の発明が開示されている。

特許文献１には、非晶質シリカ（ＳｉＯ₂）を主成分とする皮膜を形成させることでステンレス光輝焼鈍材の耐発銹性を高めることを開示している。ＳｉＯ₂皮膜による耐発銹性の改善については、特許文献２において鋼中Ａｌ量と皮膜中Ａｌ量の規制により向上すること、特許文献３においてＮｂ酸化物との共存により向上することも開示されている。

上述の光輝焼鈍を利用した耐発銹性の向上は、Ｓｉを主な脱酸元素としたものであり、実質的にＳｉを０．５％以上含むフェライト系ステンレス鋼である。近年、例えば、特許文献４，特許文献５の中で加工性の向上を図るために低Ｓｉ化，Ｔｉ添加したフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。低Ｓｉ化，Ｔｉ添加したフェライト系ステンレス鋼の皮膜改質については、例えば、特許文献６，特許文献７，特許文献８において、皮膜中にＡｌとＴｉの両者を濃化させることで耐発銹性が向上することを開示している。

加工性に優れた低Ｓｉ，Ｔｉ添加したフェライト系ステンレス鋼において、光輝焼鈍を利用した耐発銹性の向上技術は、鋼板表面に形成する皮膜のＡｌとＴｉの複合作用に基づいている。上記効果を得るには、Ａｌを光輝焼鈍で皮膜中に濃化させることが必要であり、鋼中のＡｌ含有量は実質的に、特許文献６では０．０６％超、特許文献７および特許文献８では０．１２％超としなければならない。すなわち、Ｔｉ単独の効果で耐発銹性の向上を達成したものではない。Ａｌは、低Ｓｉ化したフェライト系ステンレス鋼の脱酸元素として有効に作用するものの、０．０５％を超えて脱酸の必要量以上に添加すると、鋼の加工性，靭性，溶接性を阻害することになる。

上述した通り、従来、光輝焼鈍を利用した耐発銹性向上技術は、脱酸元素であるＳｉやＡｌを積極的に添加することで成し得たものであり、加工性に優れたＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼の耐発銹性を著しく向上する技術は未だ開発されていない。すなわち、Ｔｉ単独の効果で耐発銹性の向上を図った例はない。従来、光輝焼鈍へのＴｉ添加鋼の適用が一般的でない理由として、テンパ−カラ−を生じやすい，窒化物（ＴｉＮ）を生じやすいなどが挙げられる。テンパ−カラ−は、表面の色調と光沢を著しく損なうとともに、耐発銹性にも悪影響を及ぼす。また、ＴｉＮ等の粗大な析出物を生成すれば表面疵の起点となり意匠性を損なう。かくして、本発明の目的は、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼において、加工性を阻害するＳｉやＡｌを利用することなく，耐発銹性を著しく向上させた光輝焼鈍板を提供することにある。

特開昭５８−１９７２８２号公報 特開昭６３−２３５４６１号公報 特開昭６１−２３５５４０号公報 特開２００３−２３１９５４公報 特開２００５−２９８８５４公報 特開平７−１８０００１公報 特開平９−２０２９４５公報 特開平１０−２７３７６０公報

本発明は、加工性に優れたＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼の耐発銹性を向上させるべく案出されたものであり、加工性を阻害するＳｉやＡｌを利用することなく光輝焼鈍時の皮膜改質により耐発銹性を向上させた鋼板とその製造方法について提供することを目的とする。

（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜２２％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板であって、表面酸化皮膜内のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５かつ表面酸化皮膜にＴｉＯ₂を含有し、表面の孔食電位Ｖ’ｃ１００が０．５Ｖ以上であることを特徴とする耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板。
（２）前記鋼が、さらに質量％にて、０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板。
（３）請求項１または２に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延鋼板を製造する最終焼鈍工程において、雰囲気中の水素ガスを７０容量％以上とし、残部が実質的に窒素ガスからなり、常温〜７００℃の昇温過程において雰囲気ガスの露点を−４１℃以下，滞留時間を６０〜６００秒とし、７００〜１０００℃の均熱過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１〜６０秒とし、次いで４００℃までの冷却過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１８０秒以下として光輝焼鈍することを特徴とする、耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。
（４）常温〜７００℃の昇温過程において雰囲気ガスの露点を−４５℃以下，滞留時間を６０〜６００秒とし、７００〜１０００℃の均熱過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１〜６０秒とし、次いで４００℃までの冷却過程において雰囲気ガスの露点を−４５℃以下，滞留時間を１８０秒以下とする光輝焼鈍を行うことを特徴とする、請求項３に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。
（５）光輝焼鈍に先立ち，常温から２００℃の範囲で不活性ガスを鋼板表面に吹き付けるシ−ル設備を１〜１８０秒間通過する工程を含むことを特徴とする請求項３又は４に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。

なお、表面酸化皮膜の化学的な状態は、Ｘ線光電子分光分析器（ＸＰＳ）を用いて分析することが出来る。Ｃｒ₂Ｏ₃（Ｃｒ２Ｐ電子）の結合エネルギ−は５７５〜５８０ｅＶ，ＴｉＯ₂（Ｔｉ２Ｐ電子）の結合エネルギ−は４５５〜４６０ｅＶである。ＴｉＯ₂の存在は、４５５〜４６０ｅＶでのピ−クの検出により確認できる。また、孔食電位の測定はＪＩＳＧ０５７７に準拠し、３０℃，１ｋｍｏｌ／ｍ³塩化ナトリウム水溶液中で、鋼板表面は無処理の状態のまま測定する。電極はＡｇＣｌとし、孔食発生電位Ｖ’ｃ１００の値を測定したものである。

以上に説明したように、（１）〜（２）の本発明の光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板は、加工性を阻害するＳｉやＡｌを利用することなく，皮膜の化学的な状態を最適化することにより、ＳＵＳ３０４を超える高い孔食電位を有し，耐発銹性を著しく向上させることが出来る。この光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板は、（３）〜（５）の本発明の方法によって、工業的に安定して製造することが可能である。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板において、優れた耐発銹性を発現する皮膜の化学的な状態とそれら皮膜の製造方法について種々検討を行い、下記の新しい知見を得た。

（ａ）光輝焼鈍で生成する皮膜の化学的な状態は上述したようにＸＰＳにより分析することができる。ＳｉとＡｌ量を低く規定したＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼光輝焼鈍板はＣｒ₂Ｏ₃を主体とする酸化皮膜を生成し、皮膜中から検出されるＳｉやＡｌは極微量である。

（ｂ）Ｔｉは上記の皮膜中に濃化し，テンパカラ−を発生しない，すなわち色調を害さない表面状態において、ＴｉＯ₂の状態で存在する場合を見出した。

（ｃ）表面酸化皮膜内のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５となるＣｒ₂Ｏ₃を主体とする酸化皮膜にＴｉＯ₂を含有する場合、鋼表面の孔食電位は、上述の測定条件で０．５Ｖ以上の値となる。この数値は、ＳＵＳ３０４を上回る高い耐孔食性を示すものである。

（ｄ）近年、ステンレス鋼の耐発銹性は、製造メ−カ−に限らず個々の需要家においても塩水噴霧などの加速試験により簡便的に評価される場合が多くなっている。上記の高い孔食電位を有する鋼板は、これら簡便的な評価においてＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６Ｌを上回る優れた耐発銹性を発現する。

（ｅ）上記（ｃ）に記載する酸化皮膜は、冷延鋼板を仕上げる光輝焼鈍の条件を最適化することによって工業的に安定して製造することができる。

（ｆ）光輝焼鈍に使用される雰囲気ガスは、通常、露点−４０℃以下である。露点−４０℃以下では、Ｆｅは還元領域にあり、鋼表面はＣｒの選択酸化によりＣｒ₂Ｏ₃を主体とする酸化皮膜を生成する。Ｔｉは、Ｃｒよりも酸化物の生成自由エネルギ−が低く酸化されやすいとともに，酸化物中の拡散も速く酸化物が成長しやすいという特徴を持つ。そのため、ＴｉはＣｒ₂Ｏ₃を主体とする酸化皮膜中に濃化し，熱力学的に安定なＴｉＯ₂として存在し得たものと推察する。

（ｇ）しかしながら、工業的に光輝焼鈍の露点を（ｆ）で述べた通り低く管理することは大変困難である。すなわち、工業的な製造においては、鋼表面に付着残存した酸素や水分が炉内へ持ち越される，大気が炉内に侵入する，炉壁から水分が放出される等の要因により鋼表面近傍の露点を低く管理することは容易でないと考えられる。さらに、高温での滞留時間が長くなるとＴｉ酸化物の成長によるテンパ−カラ−も生じやすくなる。

（ｈ）（ｇ）の仮説に基づいて、鋼表面近傍の露点を低く管理する方法について検討した結果、７００℃以下の昇温過程の露点を下げる，均熱過程の滞留時間を短くする，４００℃までの冷却過程の露点を下げることが、（ｃ）に記載した皮膜の製造に有効であることを知見した。

（ｉ）さらに、（ｈ）に述べた製造方法において、７００℃以下の昇温過程で露点を下げることが最も有効であり、光輝焼鈍に先立ち鋼表面に不活性ガスを吹き付ける工程を取り入れて鋼表面に付着残存した酸素源を除去することが効果的な手段であることも知見した。

前記（１）〜（５）の本発明は、上記（ａ）〜（ｉ）の知見に基づいて完成されたものである。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）成分の限定理由を以下に説明する。

Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０１０％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００２〜０．００５％とする。

Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある。しかし、固溶強化元素であり、伸びの低下抑制からその含有量は少ないほど良いため、上限を０．２０％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。好ましくは、加工性や製造コストを考慮して０．０３〜０．１５％とする。

Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．３０％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。好ましくは、加工性と製造コストを考慮して０．０３〜０．１５％とする。

Ｐは、ＳｉやＭｎと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を０．０５０％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とした。好ましくは、製造コストと加工性を考慮して０．０１０〜０．０２０％とする。

Ｓは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。そのため、上限は０．０１００％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１とした。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して０．００１０〜０．００５０％とする。

Ｃｒは、耐食性を確保するための必須元素であり、本発明の孔食電位を確保するために下限は１４％とする。但し、２２％超の添加はコストの上昇や本発明で重要視する加工性の低下に繋がる。よって、Ｃｒの上限は２２％とした。好ましくは、耐食性および製造性と加工性を考慮して１６〜１８％とする。

Ｎは、Ｃと同様に加工性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０２０％とした。但し、過度の低下は凝固時にフェライト粒生成の核となるＴｉＮが析出せず、凝固組織が柱状晶化し、製品の耐リジング性が劣化する懸念もある。そのため、下限を０．００１％とした。好ましくは、加工性と耐食性を考慮して０．００３〜０．０１２％とする。

Ｔｉは、ＣやＮを固定して加工性を向上させるために極めて有効な元素であるとともに、本発明の光輝焼鈍での皮膜改質による耐発銹性向上に必要不可欠である。Ｔｉは、本発明で規定する光輝焼鈍条件によりＣｒ₂Ｏ₃を主体とする皮膜中に濃化しＴｉＯ₂として存在する。光輝焼鈍材の耐発銹性向上効果は、ＴｉＯ₂がＣｒ₂Ｏ₃を主体とする皮膜中に存在することに起因している。このような耐発銹性向上効果を得るには、Ｔｉを０．０５％以上添加する必要がある。しかし、Ｔｉも固溶強化元素であり、過度の添加は伸びの低下に繋がる。さらに、光輝焼鈍時のテンパカラ−を生じやすくし表面色調を阻害することにも繋がる。そのため、上限を０．３０％とした。好ましくは、耐発銹性向上や加工性と製造性を考慮して０．１０〜０．２０％とする。

Ａｌは、脱酸元素として有効な元素であるため、下限を０．００５％とした。しかし、過度の添加は加工性や靭性および溶接性の劣化をもたらすため、上限を０．０５０％とした。好ましくは、精錬コストを考慮して０．０１〜０．０３％とする。

Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、ＴｉＮの晶出核として作用する。ＴｉＮは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、ＴｉＮの晶出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングやロ−ピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる他、加工性の向上をもたらす。ＴｉＮの晶出核となるＭｇ酸化物の溶鋼中での積極的な形成は、Ｍｇ０．０００１％から発現する。これら効果を得るため、下限を０．０００１％とした。但し、０．００５０％を超えると溶接性が劣化するため、上限を０．００５０％とした。好ましくは、精錬コストを考慮して０．０００３〜０．００２０％とする。

Ｎｂは、加工性と耐食性を向上させる元素であり、要求される用途に応じて添加する。添加する場合は、その効果が発現する０．０１％以上とする。しかし、過度な添加は材料強度を上昇させて伸びの低下をもたらすため、上限を０．６％とした。好ましくは、製造性や加工性を考慮して０．１〜０．３％とする。

Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは耐食性を向上させる元素であり、耐食性が要求される用途では添加する。添加する場合は、その効果が発現する０．１％以上とする。しかし、過度な添加は加工性、特に伸びの低下をもたらすため、上限を２．０％とした。好ましくは、製造性や加工性を考慮して０．５〜１．５％とする。

Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、Ｔｉ添加鋼への添加は有効である。Ｔｉ添加鋼はＴｉでＣを固定するため、粒界の強度が低下し、２次加工の際に粒界割れが生じやすくなる。添加する場合は、その効果が発現する０．０００３％以上とする。しかし、過度の添加は、伸びの低下をもたらすため、上限を０．００５０％とした。好ましくは、精錬コストや加工性を考慮して０．０００５〜０．００２０％とする。

（Ｂ）鋼板表面の酸化皮膜に関する限定理由を以下に説明する。

本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、（Ａ）項で述べた成分を有し、耐発銹性の向上を図るために、光輝焼鈍で生成する酸化皮膜の化学的な状態を規定したものである。

表面酸化皮膜内のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５となるＣｒ₂Ｏ₃を主体とする皮膜中にＴｉＯ₂が存在すると、鋼表面の耐発銹性を著しく向上させる作用がある。詳細な作用機構は不明であるが、このＴｉＯ₂による耐発銹性向上効果は、鋼表面から検出されるＦｅの存在が抑制される場合に顕著に発現する。ここで、Ｆｅは鋼表面において主としてＦｅＯＯＨやＦｅ₂Ｏ₃の混在状態で存在する。

既に述べたように、本発明でいう鋼表面のＣｒやＴｉ，Ｆｅなど各元素の化学的な状態はＸ線光電子分光分析器（ＸＰＳ）を用いて分析することが出来る。ＦｅＯＯＨやＦｅ₂Ｏ₃（Ｆｅ２Ｐ電子）の結合エネルギ−は７０８〜７１２ｅＶである。ここで、ＴｉＯ₂の存在は、４５０〜４７０ｅＶの範囲において、４５５〜４６０ｅＶに存在するＴｉＯ₂のＸ線カウント数（ｃｐｓ）がその周辺であるＸ線カウント数（ｃｐｓ）に対して１００ｃｐｓ以上高い状態にある場合とする。

鋼表面の孔食発生電位Ｖ’ｃ１００＞０．５として耐発銹性の向上を図るには、酸化皮膜の組成としてはＣ，Ｎを除くＯとカチオンイオンの存在割合でＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５となるＣｒ₂Ｏ₃主体の皮膜中にＴｉＯ₂が存在するものとする。ここで、鋼表面の耐発銹性を著しく高める場合には、Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．７のＣｒ₂Ｏ₃主体の皮膜中にＴｉＯ₂が存在することが好ましい。

酸化皮膜内のＣ，Ｎを除くＯとカチオンイオンの濃度は、次の手法で求められる。Ａｒイオンスパッタリングにより鋼表面の酸化皮膜を最表面から徐々に削っていきながらオ−ジェ電子分光法にて表面組成の変化を測定する。ここで、酸化皮膜の存在領域を把握し，その領域における検出元素の平均原子濃度（表記：ａｔｏｍ％）を求めた。

酸化皮膜の膜厚は、光輝焼鈍の露点や温度および時間に依存して変化するため、明確な範囲は規定できないが、２０オングストロ−ム以上であれば本発明の効果を発現する。しかし、１０００オングストロ−ムを超えた場合には、テンパ−カラ−による着色を生じるため、表面の色調を損なう恐れがある。従って、膜厚は１０００オングストロ−ム以下とする。耐発銹性と製造性を考慮して、膜厚は３０〜１００オングストロ−ムとすることが好ましい。

（Ｃ）製造方法に関する限定理由を以下に説明する。

前記（Ａ）項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、前記（Ｂ）項に記載の皮膜を生成させるために、冷延鋼板の仕上げ光輝焼鈍条件を規定したものである。

光輝焼鈍時の雰囲気ガスは、水素ガスが７０容量％以上とし，残部が実質的に窒素ガスからなるものとする。水素ガスは、光輝焼鈍時のＦｅ系酸化物の還元作用を有するために、好ましくは８０％以上とする。残部は、鋼の酸化に寄与しない不活性ガス，例えばアルゴンガスなどでもよいが、工業的なコスト面を考慮して窒素ガスとすることが好ましい。

雰囲気ガスの露点は、酸化皮膜中のＦｅ系酸化物を還元してＣｒ₂Ｏ₃を主体とする酸化膜とし、Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５とすると同時に、酸化皮膜中にＴｉＯ₂を存在させるために、−４０℃以下とする。Ｆｅの存在状態を十分に抑制してＣｒ₂Ｏ₃を主体とする皮膜を生成させかつＴｉＯ₂を存在させるには、以下に説明するように昇温過程，均熱過程，冷却過程の温度域に応じて露点と滞留時間を規定することが好ましい。

常温から７００℃の昇温過程は、露点を−４５℃以下とし，雰囲気ガス中での鋼板の滞留時間を６０〜６００秒とするのが好ましい。露点が−４５℃を超える，あるいは滞留時間が６００秒を超える場合は、テンパ−カラ−の要因となるＦｅとＴｉの酸化物が生成しやすい。また滞留時間が６００秒以下であれば、Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５とすることができる。滞留時間を６０秒未満とするのは、工業炉において実用上困難である。従って、滞留時間の下限は６０秒とした。

７００〜１０００℃の均熱過程は、露点を−４０℃以下とし，雰囲気ガス中での鋼板の滞留時間を１〜６０秒とするのが好ましい。露点が−４０℃を超える，あるいは滞留時間が６０秒を越えると、テンパ−カラ−の要因となるＦｅとＴｉの酸化物が生成しやすい。また滞留時間が６０秒以下であれば、Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５とすることができる。露点を低くしても，滞留時間が６０秒を超えるとＴｉ酸化物の成長により表面色調や皮膜組成に変化を及ぼしやすい。滞留時間を１秒未満とするのは、工業炉において実用上困難である。従って、滞留時間の下限は１秒とした。

均熱から４００℃までの冷却過程は、露点を−４０℃以下とし，雰囲気ガス中での鋼板の滞留時間を１８０秒以下とするのが好ましい。露点が−４０℃を超える，あるいは滞留時間が１８０秒を超えると、生産性を阻害するとともにテンパ−カラ−の要因となるＦｅとＴｉの酸化物が成長しやすい。また滞留時間が１８０秒以下であれば、Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５とすることができる。

上記の光輝焼鈍条件に加え，より効率的に鋼表面近傍の露点を低くする手段として、光輝焼鈍に先立ち常温から２００℃の範囲で不活性ガスを鋼表面に吹き付けるシ−ル設備を１〜１８０秒間通過する工程を含むことが好ましい。光輝焼鈍時の昇温過程で生成・成長する酸化物は、鋼表面に付着している水分などに含まれる酸素源に起因するところが大きい。そのため、光輝焼鈍に先立ち鋼表面に不活性ガスを吹き付けることによりこれを効率的に除去することができる。さらに、上記のシ−ル設備を有することにより、炉内への大気侵入も防止される。温度の上限を２００℃としたのは、これを越えると逆に酸化を助長してしまうためである。通過時間が１秒未満では、鋼表面に付着残存する酸素源を除去する効果は得られない。１８０秒を越えるとシ−ル設備の増強によるコスト増や生産性を損ねる恐れもある。また、不活性ガスは工業的なコスト面から窒素ガスとすることが好ましい。

以下、本発明の鋼板について、実施例により更に詳しく説明する。

表１の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を溶製し、加熱温度１１５０〜１２００℃の熱間圧延を行い板厚３．８ｍｍの熱延鋼板とした。熱延鋼板は焼鈍し、酸洗後に板厚０．４ｍｍまで冷間圧延し、仕上げの光輝焼鈍に供した。仕上げの光輝焼鈍は、表１に示す本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。比較にはＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）鋼とＳＵＳ３１６（１７％Ｃｒ−１２％Ｎｉ−２．０Ｍｏ）鋼を用いた。

上記のようにして得た厚さ０．４ｍｍの光輝焼鈍鋼板について、表面の色調を目視で判定した。テンパカラ−による表面の色調変化が確認されない場合を「○」、テンパカラ−による色調変化を生じた場合を「×」とした。

また、各種試験片を採取して、皮膜の状態分析，鋼表面の孔食電位測定，塩水噴霧試験，キャス試験に供した。

既に述べたように、皮膜のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比はオ−ジェ電子分光法，皮膜の化学的状態はＸＰＳを用いて分析した。孔食電位は、上述したＪＩＳＧ０５７７に準拠する方法で測定した。

塩水噴霧試験およびキャス試験は、ＪＩＳＺ２３７１に準拠する方法で実施した。試験には、いずれも、光輝焼鈍鋼板と円筒深絞りした加工品を使用した。円筒深絞りは、ブランク径φ８０ｍｍ， ポンチ径φ４０ｍｍ， ダイス径φ４２ｍｍ， しわ押さえ圧１ｔｏｎで実施し，潤滑にはフィルムを使用した。試験日数は７日間（１６８ｈｒ）とした。発銹の程度はＳＵＳ３０４と比較して、同等以上である場合を「○」，劣る場合を「×」，ＳＵＳ３１６Ｌと比較して同等以上である場合を「◎」とし，耐発銹性を評価した。

表２に各試験結果をまとめて示す。

表２から、試験番号１〜７の本発明の製造条件を満たすＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、表面の色調変化が見られず，Ｃｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５のＣｒ₂Ｏ₃を主体とする表面酸化皮膜にＴｉＯ₂を有し，表面の孔食電位は０．５Ｖ以上である。これら光輝焼鈍板および円筒深絞りした加工品は、比較のＳＵＳ３０４（試験番号８）あるいはＳＵＳ３１６Ｌ（試験番号９）と同等以上の耐発銹性を示す。

これに対して、試験番号１０〜１７のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、本発明で規定する製造条件を満足しないものである。

試験番号１０〜１２のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、表面の色調変化はないものの，いずれも皮膜のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＜０．５でありＴｉＯ₂を含有していても，孔食電位は０．５Ｖ未満である。そのため、これら光輝焼鈍板および円筒深絞りした加工品は、比較のＳＵＳ３０４（試験番号８）より耐発銹性に劣る。

試験番号１３〜１７のＴｉ添加フェライト系ステンレス鋼板は、表面の色調変化を示し，いずれも皮膜のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＜０．５でありＴｉＯ₂を含有していても，孔食電位は０．５Ｖ未満である。そのため、これら光輝焼鈍板および円筒深絞りした加工品は、比較のＳＵＳ３０４（試験番号８）より耐発銹性に劣る。

本発明によれば、Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板の優れた加工性を生かしつつ、耐発銹性を著しく向上させることが可能となり、オ−ステナイト系ステンレス鋼板と比較して経済性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の適応用途の拡大を図ることが出来る。

Claims (5)

1. 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０％、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃｒ：１４〜２２％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板であって、表面酸化皮膜内のＣｒ／Ｆｅ原子濃度比＞０．５かつ表面酸化皮膜にＴｉＯ₂を含有し、表面の孔食電位Ｖ’ｃ１００が０．５Ｖ以上であることを特徴とする耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板。
2. 前記鋼が、さらに質量％にて、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．６％以下、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上含有していることを特徴とする請求項１に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板。
3. 請求項１または２に記載の鋼成分を有するフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延鋼板を製造する最終焼鈍工程において、雰囲気中の水素ガスを７０容量％以上とし、残部が実質的に窒素ガスからなり、常温〜７００℃の昇温過程において雰囲気ガスの露点を−４１℃以下，滞留時間を６０〜６００秒とし、７００〜１０００℃の均熱過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１〜６０秒とし、次いで４００℃までの冷却過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１８０秒以下として光輝焼鈍することを特徴とする、耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。
4. 常温〜７００℃の昇温過程において雰囲気ガスの露点を−４５℃以下，滞留時間を６０〜６００秒とし、７００〜１０００℃の均熱過程において雰囲気ガスの露点を−４０℃以下，滞留時間を１〜６０秒とし、次いで４００℃までの冷却過程において雰囲気ガスの露点を−４５℃以下，滞留時間を１８０秒以下とする光輝焼鈍を行うことを特徴とする、請求項３に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。
5. 光輝焼鈍に先立ち，常温から２００℃の範囲で不活性ガスを鋼板表面に吹き付けるシ−ル設備を１〜１８０秒間通過する工程を含むことを特徴とする請求項３又は４に記載の耐発銹性と加工性に優れた光輝焼鈍仕上げステンレス鋼板の製造方法。