JP5987106B2 - 打ち抜き加工性に優れる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
本発明は、厨房や家庭用電気機器、器物、コイン、コンテナなどに用いられる打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関する。
本願は、２０１３年３月２５日に日本に出願された特願２０１３−０６２０７７号、及び２０１３年３月２８日に日本に出願された特願２０１３−０６７９７２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１３年３月２５日に日本に出願された特願２０１３−０６２０７７号、及び２０１３年３月２８日に日本に出願された特願２０１３−０６７９７２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
フェライト系ステンレス鋼板は、意匠性や耐食性に優れるため、建築物や輸送機器、家庭用電気製品、厨房器具などの様々な用途に用いられている。これらの製品（構造体）は、鋼板を切断し、成形し、接合する工程を経て製造されるのが普通である。切断では、生産性の高さから、通常、剪断加工が行われるが、この際、切断面にいわゆる「かえり」が発生する。このかえりが大きい場合には、切断品をプレス装置内に自動装入する際に、「かえり」の部分が装置内部で引っかかり、装入不良を起こしたり、また挿入できたとしても溶接箇所に「かえり」による隙間が生じて、溶け落ちが発生するといった不具合が生じることがある。特に、フェライト系ステンレス鋼板は、この「かえり」が大きい傾向があり、用途拡大を図る上での阻害要因となっていた。
例えば、特許文献１には、表面の凹凸欠陥であるロービング（リジングとも言う）の原因となる熱延板の再結晶不足を、化学成分と熱延巻取温度とを適正に組み合わせて解消する技術が開示されている。この技術は、鋼中の析出物であるＦｅＴｉＰ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、ＴｉＣを形成するＣ，Ｐ，Ｓの含有量を低く抑え、かつ熱間圧延後の鋼板を高温で巻き取ることで、析出物を粗大化するものである。しかし、この技術で得られる鋼板は、成形性や耐ロービング性が改善されるものの、剪断時において破壊の起点となる析出物の量が少ないため、剪断時のかえりが大きいという問題を抱えている。
また、特許文献２には、固溶元素量を規制するとともに、析出物の粗大化と結晶粒の粗大化を図ることにより、張り出し成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造方法が開示されている。しかし、この技術で得られる鋼板は、フェライト粒が大きく、変形したフェライト粒がそのまま剪断面のかえりを形成するため、かえりが大きいという問題がある。
特許文献３には、表面キズの原因となるＴｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３の量を低減しつつ、十分な量のＴｉを添加することで、加工性と耐食性に優れ、しかも、表面疵の少ないフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。しかし、この技術で得られる鋼板も、フェライト粒径が大きく、また、破壊の起点となる介在物量が少ないことから、剪断によって大きなかえりが発生してしまうという問題を抱えるものである。
特許文献４には、鋼中にＦｅＴｉＰを適度に分散させて、ＦｅＴｉＰを起点にして剪断時の亀裂を発生させるとともに、フェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることで、剪断時の延性破壊部分の変形を抑制すること、さらに、降伏比を０．６５以上とすることで、加工硬化を小さく抑え、破断までのフェライト粒の変形を抑制した鋼板が開示されている。しかし、この技術では、存在するＦｅＴｉＰがせん断工具の摩耗を促進し工具寿命が短くなる課題がある。
本発明は、耐食性に優れるだけでなく、従来技術では十分に改善し得ていなかった、打ち抜き加工性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
本発明の第１の態様に関して、発明者らは、種々のフェライト系ステンレス鋼板を用いて打ち抜き試験を実施し、加工時に発生するかえりの発生状況および打ち抜き加工に用いた工具表面を詳細に調査した。
その結果、以下の事項を見出した。
（ａ）鋼板表面にＣｕが適正量で濃化していること。
（ｂ）鋼板の平均フェライト粒径が３０μｍ以下であることを満たした場合にのみ、かえりの高さが小さい状態が維持できること。
すなわち、以下の事項を見出し、本発明を完成させた。
（ａ’）鋼板表面にＣｕを適度に濃化させることで剪断時に打ち抜き工具と接触する際の潤滑効果が発現されて、起点となる亀裂を安定的に発生させる。
（ｂ’）フェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることで、剪断時の延性破壊部分の変形を抑制する。これは、かえりの大きさを低減し、かつ、工具寿命を延長するのに有効である。
その結果、以下の事項を見出した。
（ａ）鋼板表面にＣｕが適正量で濃化していること。
（ｂ）鋼板の平均フェライト粒径が３０μｍ以下であることを満たした場合にのみ、かえりの高さが小さい状態が維持できること。
すなわち、以下の事項を見出し、本発明を完成させた。
（ａ’）鋼板表面にＣｕを適度に濃化させることで剪断時に打ち抜き工具と接触する際の潤滑効果が発現されて、起点となる亀裂を安定的に発生させる。
（ｂ’）フェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることで、剪断時の延性破壊部分の変形を抑制する。これは、かえりの大きさを低減し、かつ、工具寿命を延長するのに有効である。
本発明の第１の態様の要旨は、次の通りである。
（１）Ｃ：０．０１６質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０１８質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０質量％、Ｓｎ：０．０１〜０．３質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％以下、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、及びＴａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む（１）に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（３）（１）または（２）に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延終了温度が９００℃以上となる熱間圧延を行い、４５０〜６００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、８００〜９５０℃で前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで、８２０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後６００℃までの温度範囲における冷却速度を３０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１）Ｃ：０．０１６質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０１８質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０質量％、Ｓｎ：０．０１〜０．３質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％以下、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（２）さらに質量％で、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、及びＴａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む（１）に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（３）（１）または（２）に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延終了温度が９００℃以上となる熱間圧延を行い、４５０〜６００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、８００〜９５０℃で前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで、８２０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後６００℃までの温度範囲における冷却速度を３０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明の第２の態様に関して、発明者らは、種々のフェライト系ステンレス鋼板を用いて打ち抜き試験を実施し、加工時に発生するかえりの発生状況および打ち抜き加工に用いた工具表面を詳細に調査した。
その結果、以下の事項を見出した。
（ｃ）鋼板表面にＣｕが適正量で濃化していること。
（ｄ）鋼板の平均フェライト粒径が３０μｍ以下であること、表面硬度ＨＶ１が１４０〜１８０を満たした場合にのみ、かえりの高さが小さい状態が維持できること。
すなわち、以下の事項を見出し、本発明を完成させた。
（ｃ’）鋼板表面にＣｕを適度に濃化させることで剪断時に打ち抜き工具と接触する際の潤滑効果が発現されて、起点となる亀裂を安定的に発生させる。
（ｄ’）フェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とし、表面硬度ＨＶ１を１４０〜１８０とすることで、剪断時の延性破壊部分の粘り変形を抑制する。これは、かえりの大きさを低減し、かつ、摩耗抑制により工具寿命を延長するのに有効である。
その結果、以下の事項を見出した。
（ｃ）鋼板表面にＣｕが適正量で濃化していること。
（ｄ）鋼板の平均フェライト粒径が３０μｍ以下であること、表面硬度ＨＶ１が１４０〜１８０を満たした場合にのみ、かえりの高さが小さい状態が維持できること。
すなわち、以下の事項を見出し、本発明を完成させた。
（ｃ’）鋼板表面にＣｕを適度に濃化させることで剪断時に打ち抜き工具と接触する際の潤滑効果が発現されて、起点となる亀裂を安定的に発生させる。
（ｄ’）フェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とし、表面硬度ＨＶ１を１４０〜１８０とすることで、剪断時の延性破壊部分の粘り変形を抑制する。これは、かえりの大きさを低減し、かつ、摩耗抑制により工具寿命を延長するのに有効である。
本発明の第２の態様の要旨は、次の通りである。
（４）Ｃ：０．０２０質量％以下、Ｓｉ：０．８０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．５０〜２．００質量％、Ｓｎ：０．００１〜０．１質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下であり、表面のビッカース硬さが１４０〜１８０である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（５）さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５０質量％、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、及びＴａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む（４）に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（６）（４）または（５）に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延時の圧延率が８０〜９０％、終了温度が９００℃以上の条件で熱間圧延を行い、４００〜５００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで８５０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後５００℃までの温度範囲における冷却速度を５０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる（４）または（５）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（４）Ｃ：０．０２０質量％以下、Ｓｉ：０．８０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．５０〜２．００質量％、Ｓｎ：０．００１〜０．１質量％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下であり、表面のビッカース硬さが１４０〜１８０である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（５）さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５０質量％、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、及びＴａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む（４）に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（６）（４）または（５）に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延時の圧延率が８０〜９０％、終了温度が９００℃以上の条件で熱間圧延を行い、４００〜５００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで８５０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後５００℃までの温度範囲における冷却速度を５０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる（４）または（５）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明の第１，２の態様によれば、耐食性に優れるだけでなく、打ち抜き加工性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供できる。従って本発明によれば、フェライト系ステンレス鋼板の用途を拡大することが可能となる。
（第１の実施形態）
第１の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、元素の含有量を示す単位％は、質量％を意味する。
第１の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、元素の含有量を示す単位％は、質量％を意味する。
（Ｃ：０．０１６質量％以下）
Ｃは、Ｃｒ炭化物を形成して鋭敏化を引き起こす原因となる。そこで、本実施形態では、ＴｉもしくはＮｂを添加して、炭化物を形成させてＣを固定している。ＴｉＣは、微細であり鋼を析出強化により加工硬化を促進する作用がある。しかし、Ｃの含有量が０．０１６質量％を超えると、多量のＴｉを添加する必要が生じるため、Ｃの含有量は０．０１６質量％以下とする。好ましくは、０．０１２質量％以下である。Ｃによる耐食性等の劣化を回避する観点から、その含有量は少ないほどよいが、Ｃ量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．００１質量％以上とするのがよい。更に、製造コスト等を考慮すると０．００２質量％〜０．００９質量％とすることが望ましい。
Ｃは、Ｃｒ炭化物を形成して鋭敏化を引き起こす原因となる。そこで、本実施形態では、ＴｉもしくはＮｂを添加して、炭化物を形成させてＣを固定している。ＴｉＣは、微細であり鋼を析出強化により加工硬化を促進する作用がある。しかし、Ｃの含有量が０．０１６質量％を超えると、多量のＴｉを添加する必要が生じるため、Ｃの含有量は０．０１６質量％以下とする。好ましくは、０．０１２質量％以下である。Ｃによる耐食性等の劣化を回避する観点から、その含有量は少ないほどよいが、Ｃ量の過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．００１質量％以上とするのがよい。更に、製造コスト等を考慮すると０．００２質量％〜０．００９質量％とすることが望ましい。
（Ｓｉ：１．０質量％以下）
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼を硬質化し、延性を低下させる。延性が低下すると、打ち抜き破断時の変形能が低下する。このため、バリ高さが低位で安定する打ち抜き条件の領域が狭く、打ち抜き回数の増加によりバリ高さが著しく大きくなる。また、Ｓｉは酸化し易い特性を有するため、熱処理条件により酸化スケール中にＳｉが濃化し、デスケール性が低下してしまう。その結果、最終のデスケール時に溶削量を大きくする必要が生じる。過度の溶削は表層の濃化Ｃｕ層も溶削することになり、本実施形態では不適である。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量を１．０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．２５質量％以下である。また、Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、Ｓｉ量を好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼を硬質化し、延性を低下させる。延性が低下すると、打ち抜き破断時の変形能が低下する。このため、バリ高さが低位で安定する打ち抜き条件の領域が狭く、打ち抜き回数の増加によりバリ高さが著しく大きくなる。また、Ｓｉは酸化し易い特性を有するため、熱処理条件により酸化スケール中にＳｉが濃化し、デスケール性が低下してしまう。その結果、最終のデスケール時に溶削量を大きくする必要が生じる。過度の溶削は表層の濃化Ｃｕ層も溶削することになり、本実施形態では不適である。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量を１．０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．２５質量％以下である。また、Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、Ｓｉ量を好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
（Ｍｎ：１．０質量％以下）
Ｍｎは、耐食性を劣化させる元素であり、また、ＭｎＳを構成する元素でもある。多量のＭｎＳが析出したり、ＭｎＳが粗大化することにより、打ち抜き加工性が劣化する。ＭｎＳは、フェライト粒界に片状に析出して、フェライト粒を展伸粒とし、打ち抜き加工時のかえりを大きくする。よって、本実施形態では、Ｍｎ含有量を１．０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．３０質量％以下である。また、Ｍｎは脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
Ｍｎは、耐食性を劣化させる元素であり、また、ＭｎＳを構成する元素でもある。多量のＭｎＳが析出したり、ＭｎＳが粗大化することにより、打ち抜き加工性が劣化する。ＭｎＳは、フェライト粒界に片状に析出して、フェライト粒を展伸粒とし、打ち抜き加工時のかえりを大きくする。よって、本実施形態では、Ｍｎ含有量を１．０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは０．５０質量％以下であり、さらに好ましくは０．３０質量％以下である。また、Ｍｎは脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
（Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％）
Ｐは、ＦｅＴｉＰを形成して打ち抜き時の亀裂の発生、進展を促し、かえりの高さを低減する働きを有する。この効果は、Ｐを０．０１０質量％以上含有することで発現する。
しかし、０．０３５質量％超えて添加すると、材料の脆化を招くことから、Ｐ量を０．０３５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０〜０．０２５質量％の範囲である。
Ｐは、ＦｅＴｉＰを形成して打ち抜き時の亀裂の発生、進展を促し、かえりの高さを低減する働きを有する。この効果は、Ｐを０．０１０質量％以上含有することで発現する。
しかし、０．０３５質量％超えて添加すると、材料の脆化を招くことから、Ｐ量を０．０３５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０〜０．０２５質量％の範囲である。
（Ｓ：０．００５質量％以下）
Ｓは、ＭｎＳあるいはＴｉＳを形成して、フェライト粒の等軸化を抑制し、展伸化を促進するため、かえりの発生を助長する。この現象を防止するには、Ｓ含有量を０．００５質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．００３質量％以下である。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくはＳ量を０．０００１質量％以上とするのがよい。
Ｓは、ＭｎＳあるいはＴｉＳを形成して、フェライト粒の等軸化を抑制し、展伸化を促進するため、かえりの発生を助長する。この現象を防止するには、Ｓ含有量を０．００５質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．００３質量％以下である。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくはＳ量を０．０００１質量％以上とするのがよい。
（Ａｌ：０．５０質量％以下）
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分であり、鋼の清浄度を向上させるためには、０．０２質量％以上添加するのが好ましい。しかし、Ａｌを多量に添加すると、ＡｌＮを析出して、フェライト粒の軟化を助長し、かつフェライト粒が圧延方向に展伸する原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ａｌ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０質量％以下である。また、Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、また、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１質量％から発現するため、Ａｌ量は０．０１質量％以上が好ましい。
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分であり、鋼の清浄度を向上させるためには、０．０２質量％以上添加するのが好ましい。しかし、Ａｌを多量に添加すると、ＡｌＮを析出して、フェライト粒の軟化を助長し、かつフェライト粒が圧延方向に展伸する原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ａｌ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０質量％以下である。また、Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、また、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１質量％から発現するため、Ａｌ量は０．０１質量％以上が好ましい。
（Ｎ：０．０１８質量％以下）
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し易い元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１８質量％を超えると、鋼中に粗大な直方体のＴｉＮが多量に析出して鋼板の表面疵を発生させてしまう。よって、Ｎ含有量は０．０１８質量％以下とする。好ましくは、０．００８〜０．０１４質量％以下である。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し易い元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１８質量％を超えると、鋼中に粗大な直方体のＴｉＮが多量に析出して鋼板の表面疵を発生させてしまう。よって、Ｎ含有量は０．０１８質量％以下とする。好ましくは、０．００８〜０．０１４質量％以下である。
（Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％）
Ｃｒは、ステンレス鋼表面に不動態皮膜を形成し、耐食性を向上させる重要な元素である。端面の耐食性を維持するためには、１５．６質量％以上を含有する必要がある。しかし、１７．５質量％を超えると、Ｃｒによる硬化が顕著となり、加工硬化係数が低下し、フェライト粒が打ち抜き方向に伸びやすくなるため、かえりが大きくなる。よって、Ｃｒ含有量は１７．５質量％以下とする。好ましくは、１６．０〜１７．３質量％の範囲である。
Ｃｒは、ステンレス鋼表面に不動態皮膜を形成し、耐食性を向上させる重要な元素である。端面の耐食性を維持するためには、１５．６質量％以上を含有する必要がある。しかし、１７．５質量％を超えると、Ｃｒによる硬化が顕著となり、加工硬化係数が低下し、フェライト粒が打ち抜き方向に伸びやすくなるため、かえりが大きくなる。よって、Ｃｒ含有量は１７．５質量％以下とする。好ましくは、１６．０〜１７．３質量％の範囲である。
（Ｃｕ：０．１０〜０．５０質量％）
Ｃｕは、鋼板表面に濃化することで打ち抜き工具との摩擦を低減するように作用するため、本実施形態において重要な役割がある。Ｓｎを含有し、かつ、Ｃｕを０．１０質量％以上添加することで、鋼板表面のＣｕ濃化が安定し、かえりを低減するとともに工具摩耗を抑制する。一方、０．５０質量％を超えて添加すると、固溶強化による硬度上昇を招くとともに、Ｃｕが粒界析出してフェライト粒が脆化しやすくなるので、製造性を損ねる可能性がある。よって、Ｃｕ量は０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０〜０．３０質量％以下である。
Ｃｕは、鋼板表面に濃化することで打ち抜き工具との摩擦を低減するように作用するため、本実施形態において重要な役割がある。Ｓｎを含有し、かつ、Ｃｕを０．１０質量％以上添加することで、鋼板表面のＣｕ濃化が安定し、かえりを低減するとともに工具摩耗を抑制する。一方、０．５０質量％を超えて添加すると、固溶強化による硬度上昇を招くとともに、Ｃｕが粒界析出してフェライト粒が脆化しやすくなるので、製造性を損ねる可能性がある。よって、Ｃｕ量は０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０〜０．３０質量％以下である。
（Ｓｎ：０．０１〜０．３０質量％）
Ｓｎは、Ｃｕと共存する場合に、Ｃｕの鋼板表面への濃化を促進する効果を発揮するため、本実施形態において重要な元素である。ＳｎとＣｕとの共存でＣｕの表面濃化を促進する効果は、Ｓｎを０．０１質量％以上添加することによって発揮される。しかし、Ｓｎは固溶強化元素でもあり、過剰に添加すると加工硬化定数が上昇するため、Ｓｎ量は０．３質量％以下とする。また、Ｓｎは、耐食性を向上させる元素でもある。耐食性を向上させる効果は、０．０３質量％以上で発揮される。したがって、Ｓｎは０．０３〜０．２５質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０〜０．２０質量％の範囲である。
Ｓｎは、Ｃｕと共存する場合に、Ｃｕの鋼板表面への濃化を促進する効果を発揮するため、本実施形態において重要な元素である。ＳｎとＣｕとの共存でＣｕの表面濃化を促進する効果は、Ｓｎを０．０１質量％以上添加することによって発揮される。しかし、Ｓｎは固溶強化元素でもあり、過剰に添加すると加工硬化定数が上昇するため、Ｓｎ量は０．３質量％以下とする。また、Ｓｎは、耐食性を向上させる元素でもある。耐食性を向上させる効果は、０．０３質量％以上で発揮される。したがって、Ｓｎは０．０３〜０．２５質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０〜０．２０質量％の範囲である。
本実施形態の鋼板は、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％以下、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有する。
（Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％）
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して炭化物、窒化物、硫化物を形成する。Ｔｉ量が０．０５質量％以上で、これらの元素を固定する効果を発揮する。よって、Ｔｉは０．０５質量％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．３０質量％を超えると、ＴｉＮが多量に析出し鋼板表面の疵を発生してしまう。よって、Ｔｉ量は０．３０質量％以下とする。
好ましくは、Ｔｉ量は、０．０８〜０．２０質量％の範囲である。更に好ましくは、Ｔｉ量は０．０８〜０．１５質量％である。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して炭化物、窒化物、硫化物を形成する。Ｔｉ量が０．０５質量％以上で、これらの元素を固定する効果を発揮する。よって、Ｔｉは０．０５質量％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．３０質量％を超えると、ＴｉＮが多量に析出し鋼板表面の疵を発生してしまう。よって、Ｔｉ量は０．３０質量％以下とする。
好ましくは、Ｔｉ量は、０．０８〜０．２０質量％の範囲である。更に好ましくは、Ｔｉ量は０．０８〜０．１５質量％である。
（Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％）
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素である。成形性と耐食性は、Ｎｂを０．０５質量％以上添加することにより向上する。一方、過度のＮｂの添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合や、延性の低下をもたらす。したがって、Ｎｂは０．０５〜０．４０質量％の範囲とする。更に、製造性や延性を考慮すると、Ｎｂ量は０．１０〜０．３０質量％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素である。成形性と耐食性は、Ｎｂを０．０５質量％以上添加することにより向上する。一方、過度のＮｂの添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合や、延性の低下をもたらす。したがって、Ｎｂは０．０５〜０．４０質量％の範囲とする。更に、製造性や延性を考慮すると、Ｎｂ量は０．１０〜０．３０質量％の範囲とすることが好ましい。
（Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｍｏ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ことが望ましい。Ｍｏを０．０５質量％以上添加することにより、耐食性を向上させる効果が発現する。一方、過度の量のＭｏの添加は成形性、特に延性の劣化をもたらす。したがって、０．０５〜０．５０質量％の範囲とすることが好ましい。更に、製造性や鋼板強度などを考慮すると、０．０５〜０．２０質量％の範囲とすることがより好ましい。Ｍｏ量は０．０５〜０．１０質量％の範囲とすることがさらに好ましい。
Ｍｏ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ことが望ましい。Ｍｏを０．０５質量％以上添加することにより、耐食性を向上させる効果が発現する。一方、過度の量のＭｏの添加は成形性、特に延性の劣化をもたらす。したがって、０．０５〜０．５０質量％の範囲とすることが好ましい。更に、製造性や鋼板強度などを考慮すると、０．０５〜０．２０質量％の範囲とすることがより好ましい。Ｍｏ量は０．０５〜０．１０質量％の範囲とすることがさらに好ましい。
（Ｎｉ：０．０５質量％以上０．５質量％以下）
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であるが、Ｎｉを多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって。Ｎｉ含有量は０．５質量％以下とする。好ましくは、０．２５質量％以下である。また、Ｎｉを添加する場合は、耐食性を向上させる効果を十分に発揮させるために、０．０５質量％以上添加することが望ましい。更に好ましくは、０．１０質量％以上である。
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であるが、Ｎｉを多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって。Ｎｉ含有量は０．５質量％以下とする。好ましくは、０．２５質量％以下である。また、Ｎｉを添加する場合は、耐食性を向上させる効果を十分に発揮させるために、０．０５質量％以上添加することが望ましい。更に好ましくは、０．１０質量％以上である。
本実施形態では、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
（Ｂ：０．００１質量％以下）
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させる。しかし、過剰な量のＢの添加は低融点ホウ化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｂを添加する場合は０．００１質量％以下の範囲で添加する。Ｂによる効果を安定して得るためには、Ｂ量は、好ましくは０．０００２質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させる。しかし、過剰な量のＢの添加は低融点ホウ化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｂを添加する場合は０．００１質量％以下の範囲で添加する。Ｂによる効果を安定して得るためには、Ｂ量は、好ましくは０．０００２質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（Ｃｏ：０．５０質量％以下）
ＣｏはＮｉと同様に耐食性を向上させる元素であるが、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって。Ｃｏ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．１質量％以下である。Ｃｏによる効果を安定して得るためには、Ｃｏ量は、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
ＣｏはＮｉと同様に耐食性を向上させる元素であるが、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって。Ｃｏ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．１質量％以下である。Ｃｏによる効果を安定して得るためには、Ｃｏ量は、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
（Ｖ，Ｗ：０．５０質量％以下）
ＶおよびＷは、Ｔｉと同様にＣと結合して炭化物を形成する。ＶもしくはＷの添加量を０．５０質量％超とすると、ＴｉＮの析出を促進して鋼板表面の疵を誘発してしまう。したがって、ＶおよびＷを添加する場合は、それぞれの量を０．５０質量％以下とすることが好ましく、０．１０質量％以下とすることが好ましく、更に０．０５質量％以下とすることがより好ましい。Ｖ，Ｗによる効果を安定して得るためには、Ｖ量及びＷ量のそれぞれは、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
ＶおよびＷは、Ｔｉと同様にＣと結合して炭化物を形成する。ＶもしくはＷの添加量を０．５０質量％超とすると、ＴｉＮの析出を促進して鋼板表面の疵を誘発してしまう。したがって、ＶおよびＷを添加する場合は、それぞれの量を０．５０質量％以下とすることが好ましく、０．１０質量％以下とすることが好ましく、更に０．０５質量％以下とすることがより好ましい。Ｖ，Ｗによる効果を安定して得るためには、Ｖ量及びＷ量のそれぞれは、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
（Ｍｇ：０．０１質量％以下）
Ｍｇは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＭｇＯとして析出し、製鋼時のノズル閉塞の原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｍｇ量を０．０１質量％以下とし、より好ましくは０．００２質量％以下とする。Ｍｇによる効果を安定して得るためには、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｍｇは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＭｇＯとして析出し、製鋼時のノズル閉塞の原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｍｇ量を０．０１質量％以下とし、より好ましくは０．００２質量％以下とする。Ｍｇによる効果を安定して得るためには、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（Ｃａ：０．０１質量％以下）
Ｃａは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、Ｃａを多量に添加すると、ＣａＯやＣａＳとして析出し、さびの原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｃａは０．０１質量％以下とする。Ｃａによる効果を安定して得るためには、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｃａは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、Ｃａを多量に添加すると、ＣａＯやＣａＳとして析出し、さびの原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｃａは０．０１質量％以下とする。Ｃａによる効果を安定して得るためには、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（Ｚｒ：０．３０質量％以下）
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に、炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１質量％以上で添加する。また、０．３０質量％を超えて添加してもその効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなるため、０．０１〜０．３０質量％で添加する。上限値は０．２０質量％であるとより好ましい。Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素であるため製造コストを考慮すると、０．０２質量％〜０．０５質量％とすることが望ましい。
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に、炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１質量％以上で添加する。また、０．３０質量％を超えて添加してもその効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなるため、０．０１〜０．３０質量％で添加する。上限値は０．２０質量％であるとより好ましい。Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素であるため製造コストを考慮すると、０．０２質量％〜０．０５質量％とすることが望ましい。
（ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下）
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｂと同様に、粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させるが、その作用は０．０２質量％で飽和する。したがって、ＲＥＭ量（希土類金属の総量）を０．０２質量％以下とする。効果を発現するにはＲＥＭ量の下限を０．００２質量％とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｂと同様に、粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させるが、その作用は０．０２質量％で飽和する。したがって、ＲＥＭ量（希土類金属の総量）を０．０２質量％以下とする。効果を発現するにはＲＥＭ量の下限を０．００２質量％とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
（Ｔａ：０．５０質量％以下）
Ｔａは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、過度の量のＴａの添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、０．５０質量％をＴａ量の上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、Ｔａ量は０．０５質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
Ｔａは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、過度の量のＴａの添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、０．５０質量％をＴａ量の上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、Ｔａ量は０．０５質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
（Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％）
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり、必要に応じて０．３質量％以下の量で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からＳｂ量の下限を０．００１質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＳｂ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。コストの点からＳｂ量の上限は０．１質量％が好ましい。
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり、必要に応じて０．３質量％以下の量で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からＳｂ量の下限を０．００１質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＳｂ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。コストの点からＳｂ量の上限は０．１質量％が好ましい。
（Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％）
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化の抑制のため、０．１質量％以下の量で添加してもよい。硫化物や水素化物の形成の観点からＧａ量の下限を０．０００２質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＧａ量は０．００２０質量％以上が好ましい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化の抑制のため、０．１質量％以下の量で添加してもよい。硫化物や水素化物の形成の観点からＧａ量の下限を０．０００２質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＧａ量は０．００２０質量％以上が好ましい。
その他の成分について、本実施形態では特に規定されないが、本実施形態においては、Ｈｆ、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１質量％の量で添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的に有害な元素や不純物元素の量はできるだけ低減することが好ましい。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
次に、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板における表面のＣｕ濃度、フェライト粒径について説明する。
（鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上）
フェライト系ステンレス鋼板の表面のＣｕ濃度は、打ち抜き時における工具との摩擦係数を低下させ、かえりの発生を抑制するとともに工具摩耗を抑制する重要な働きを有することが見出された。表面にＣｕが濃化すると、打ち抜き工具と接触した際に工具先端にＣｕが構成刃先として存在し、工具の摩耗を抑制する。さらに、Ｃｕは熱伝導性に優れることから工具に蓄積される加工熱を拡散させ、鋼板の温度上昇による軟化が抑制されるため、端面のかえりが小さくなる。この効果を発現させるためには、少なくとも鋼板表層のＣｕ濃度がカチオン分率に換算して１５％以上となるようにＣｕが濃化している必要がある。これを下回ると、鋼板と工具の摩擦係数が上昇し、かえりが大きくなるとともに工具摩耗を促進する。Ｃｕを製品表面に濃化させるためには、合金元素としてのＣｕの添加量は多い方が良い。しかし、ＣｕはＳｎと共存することによって、少ないＣｕ濃度でもＣｕが表面に濃化することが明らかとなった。過剰な量のＳｎやＣｕの添加は、フェライト系ステンレス鋼の脆化を促進するため、少ない添加量で効果を発現する必要がある。Ｃｕ量が０．１〜０．５％の範囲で、表面のＣｕ濃度が１５％以上となるようにＣｕを濃化させるためには、０．０１％以上のＳｎが必要である。
フェライト系ステンレス鋼板の表面のＣｕ濃度は、打ち抜き時における工具との摩擦係数を低下させ、かえりの発生を抑制するとともに工具摩耗を抑制する重要な働きを有することが見出された。表面にＣｕが濃化すると、打ち抜き工具と接触した際に工具先端にＣｕが構成刃先として存在し、工具の摩耗を抑制する。さらに、Ｃｕは熱伝導性に優れることから工具に蓄積される加工熱を拡散させ、鋼板の温度上昇による軟化が抑制されるため、端面のかえりが小さくなる。この効果を発現させるためには、少なくとも鋼板表層のＣｕ濃度がカチオン分率に換算して１５％以上となるようにＣｕが濃化している必要がある。これを下回ると、鋼板と工具の摩擦係数が上昇し、かえりが大きくなるとともに工具摩耗を促進する。Ｃｕを製品表面に濃化させるためには、合金元素としてのＣｕの添加量は多い方が良い。しかし、ＣｕはＳｎと共存することによって、少ないＣｕ濃度でもＣｕが表面に濃化することが明らかとなった。過剰な量のＳｎやＣｕの添加は、フェライト系ステンレス鋼の脆化を促進するため、少ない添加量で効果を発現する必要がある。Ｃｕ量が０．１〜０．５％の範囲で、表面のＣｕ濃度が１５％以上となるようにＣｕを濃化させるためには、０．０１％以上のＳｎが必要である。
図１は、表層のＣｕ濃度とかえり高さの関係を示す図である。図１において、白丸のプロット点はフェライト粒径が３０μｍ以下である例を示す。黒丸のプロット点は３０μｍ超である例を示す。図１における試験例は、本実施形態の成分組成の鋼（実施例１の鋼１−１，１−６および１−９）について、本実施形態の製造方法に準じて製造する際に、冷延板の熱処理条件を変化して製造した例である。加工熱処理条件でフェライト粒径を３０μｍ以下に制御し、冷延板熱処理の雰囲気、冷却速度と酸洗条件を組み合わせた条件で鋼材表面のＣｕ濃度を変化させた。その結果、鋼板表面のＣｕ濃度が１５％以上であれば、安定的にかえり高さを５０μｍ以下とすることができる。フェライト粒径が３５μｍであり、かつ鋼板表面のＣｕ濃度が１５％未満の場合であっても、かえり高さが５０μｍ以下となる場合があったが、この例の２０回目のかえり高さは５０μｍ以下の範囲を外れている。
（フェライト粒径：３０μｍ以下）
フェライト粒径が大きいと、打ち抜き時に起こる１つ１つのフェライト粒の変形量が大きくなるため、かえりが大きくなる。そこで、フェライト粒径は３０μｍ以下とする必要がある。フェライト粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
フェライト粒径が大きいと、打ち抜き時に起こる１つ１つのフェライト粒の変形量が大きくなるため、かえりが大きくなる。そこで、フェライト粒径は３０μｍ以下とする必要がある。フェライト粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
図２は、フェライト粒径と２０回目のかえり高さの関係を示す図である。図２において、白丸のプロット点は、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上の例であり、黒丸のプロット点は、鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％未満の例である。これらは、本実施形態の成分組成の鋼（実施例１の鋼Ｎｏ．１−１，１−６および１−９）を本実施形態の製造方法に準じて製造する際に、熱延板および冷延板の焼鈍の条件を変化して製造した例である。冷延板の焼鈍の雰囲気と酸洗の条件の組み合わせ条件で鋼材表面のＣｕ濃度を１５％以上および１５％未満に制御し、熱延板および冷延板の焼鈍の条件でフェライト粒径を変化させた。鋼板表面のＣｕ濃度が１５％以上で高い場合には、２０回目のかえり高さは概ねフェライト粒径によって制御可能である。粒径が小さいほど、かえり高さが小さくなっている。また、鋼板表面のＣｕ濃度が１５％未満で低い場合には、フェライト粒径が小さくても、かえり高さが高くなっている。
次に、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の製造方法は、以下に記述するように、熱間圧延後に比較的低温で巻き取り、比較的低温で熱延板焼鈍を行うとともに、最終焼鈍後の冷却速度を高くする。これによって、ε−Ｃｕの析出を回避して固溶Ｃｕを確保する。本実施形態の製造方法によって、鋼板表面にＣｕを適度に濃化させ、かつフェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることが可能である。以下に製造プロセス毎に説明する。
本実施形態の製造方法は、以下に記述するように、熱間圧延後に比較的低温で巻き取り、比較的低温で熱延板焼鈍を行うとともに、最終焼鈍後の冷却速度を高くする。これによって、ε−Ｃｕの析出を回避して固溶Ｃｕを確保する。本実施形態の製造方法によって、鋼板表面にＣｕを適度に濃化させ、かつフェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることが可能である。以下に製造プロセス毎に説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の素材となる鋼スラブの製造は、通常公知の方法を用いることができる。例えば、転炉、電気炉等で鋼を溶製し、必要に応じて、ＲＨ脱ガス装置やＡＯＤ炉、ＶＯＤ炉等で２次精錬して上記成分組成に調整する。その後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法でスラブとするのが好ましい。
続く、熱間圧延は、以下の条件にて行う必要がある。
（スラブ加熱温度：１１００℃以上）
熱間圧延に先立つスラブの加熱温度は、１１００℃以上とする必要がある。加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延組織が熱延板に残留し易くなる。これによりフェライト粒が圧延方向に展伸し易くなり、かえりを大きくする。
（スラブ加熱温度：１１００℃以上）
熱間圧延に先立つスラブの加熱温度は、１１００℃以上とする必要がある。加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延組織が熱延板に残留し易くなる。これによりフェライト粒が圧延方向に展伸し易くなり、かえりを大きくする。
（仕上圧延の終了温度：９００℃以上）
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、９００℃以上とする必要がある。仕上圧延の終了温度が９００℃未満の場合、熱間圧延中に材料が再結晶化しにくくなり、結果的にフェライト粒が展伸しやすくなる。
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、９００℃以上とする必要がある。仕上圧延の終了温度が９００℃未満の場合、熱間圧延中に材料が再結晶化しにくくなり、結果的にフェライト粒が展伸しやすくなる。
（巻取温度：４５０〜６００℃）
熱間圧延後の巻取温度は、熱延板中の粒界偏析や析出物の制御に重要であり、６００℃以下の範囲とする必要がある。巻取温度が６００℃を超えると、Ｃｕがε−Ｃｕ相として析出し、表面への濃化が有効なＣｕ濃度が低下してしまう。一方、巻取温度が４５０℃未満では、ＣｕやＳｎの影響により、鋼板の硬度の上昇が著しく、巻取時の巻き形状の不良やすり疵の原因となる。このため、巻取温度を４５０℃以上とする。巻取温度は、好ましくは５００〜５５０℃の範囲である。
熱間圧延後の巻取温度は、熱延板中の粒界偏析や析出物の制御に重要であり、６００℃以下の範囲とする必要がある。巻取温度が６００℃を超えると、Ｃｕがε−Ｃｕ相として析出し、表面への濃化が有効なＣｕ濃度が低下してしまう。一方、巻取温度が４５０℃未満では、ＣｕやＳｎの影響により、鋼板の硬度の上昇が著しく、巻取時の巻き形状の不良やすり疵の原因となる。このため、巻取温度を４５０℃以上とする。巻取温度は、好ましくは５００〜５５０℃の範囲である。
上記のようにして得た熱延板に対して、熱延板焼鈍、酸洗、及び冷間圧延を施す。その後、再結晶させるための最終焼鈍を施す。この際の熱延板の焼鈍温度並びに最終焼鈍温度は下記の範囲とする。
（熱延板の焼鈍温度：８００〜９５０℃）
熱延板の焼鈍温度は、８００〜９５０℃の範囲とすることが好ましい。熱延板の焼鈍温度が８００℃未満では、熱延板の再結晶が不十分でフェライト粒が展伸化する。熱延板の焼鈍温度が８００℃以上になると、ε−Ｃｕ相が溶解し、冷延板の最終焼鈍後に表面へ濃化するＣｕ量が確保できる。一方、熱延板の焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が促進し、製品のフェライト粒を粗大化させてしまう。このため、９５０℃以下とする必要である。
熱延板の焼鈍温度は、８００〜９５０℃の範囲とすることが好ましい。熱延板の焼鈍温度が８００℃未満では、熱延板の再結晶が不十分でフェライト粒が展伸化する。熱延板の焼鈍温度が８００℃以上になると、ε−Ｃｕ相が溶解し、冷延板の最終焼鈍後に表面へ濃化するＣｕ量が確保できる。一方、熱延板の焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が促進し、製品のフェライト粒を粗大化させてしまう。このため、９５０℃以下とする必要である。
（最終焼鈍温度：８２０〜９５０℃以下）
冷間圧延後の最終焼鈍温度は、８２０℃以上とする。最終焼鈍温度が８２０℃未満の場合、圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留し易くなり、かえりが大きくなる。さらに、ε−Ｃｕ相の析出が始まり、固溶Ｃｕ量が不十分となり、表面のＣｕ濃度が低くなる。一方、最終焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が進み、フェライト粒径が３０μｍを超えてしまう。好ましい最終焼鈍温度は８５０〜９２０℃の範囲である。
冷間圧延後の最終焼鈍温度は、８２０℃以上とする。最終焼鈍温度が８２０℃未満の場合、圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留し易くなり、かえりが大きくなる。さらに、ε−Ｃｕ相の析出が始まり、固溶Ｃｕ量が不十分となり、表面のＣｕ濃度が低くなる。一方、最終焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が進み、フェライト粒径が３０μｍを超えてしまう。好ましい最終焼鈍温度は８５０〜９２０℃の範囲である。
（最終焼鈍の雰囲気：酸素濃度１％以上）
また、鋼板表面の酸化状態が製品表面のＣｕ濃度に影響するため、最終焼鈍時の雰囲気中の酸素濃度は１％以上とする。Ｃｒ酸化物と共に、Ｍｎ酸化物やＦｅ酸化物によってスケールが形成されると、表層近傍で酸化物を形成する元素が少なくなる。このため、相対比としてＣｕ量が多くなる。一般に、デスケールでは、酸液で酸化スケールとともに鋼板母地を溶解するため、最終焼鈍時に拡散で表面に濃化したＣｕとともに表面の濃化が促進される。なお、最終焼鈍は大気中で行っても構わない。すなわち、大気中の酸素濃度（約２１％）を雰囲気における酸素濃度の上限とすればよい。
また、鋼板表面の酸化状態が製品表面のＣｕ濃度に影響するため、最終焼鈍時の雰囲気中の酸素濃度は１％以上とする。Ｃｒ酸化物と共に、Ｍｎ酸化物やＦｅ酸化物によってスケールが形成されると、表層近傍で酸化物を形成する元素が少なくなる。このため、相対比としてＣｕ量が多くなる。一般に、デスケールでは、酸液で酸化スケールとともに鋼板母地を溶解するため、最終焼鈍時に拡散で表面に濃化したＣｕとともに表面の濃化が促進される。なお、最終焼鈍は大気中で行っても構わない。すなわち、大気中の酸素濃度（約２１％）を雰囲気における酸素濃度の上限とすればよい。
（６００℃までの冷却速度：３０℃／ｓ以上）
Ｃｕは、最終焼鈍後の冷却時にε−Ｃｕ相として析出する。一旦、ε−Ｃｕ相が析出すると、その後の工程で再溶解することはない。表層へＣｕを濃化させるためには、析出を抑制する必要がある。このためには、６００℃までの温度範囲において、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが必要である。冷却速度が大きければ、析出挙動は抑制可能であるが、形状不良などが起こりやすい課題がある。従って、冷却速度は、好ましくは３５〜６０℃／ｓの範囲である。
Ｃｕは、最終焼鈍後の冷却時にε−Ｃｕ相として析出する。一旦、ε−Ｃｕ相が析出すると、その後の工程で再溶解することはない。表層へＣｕを濃化させるためには、析出を抑制する必要がある。このためには、６００℃までの温度範囲において、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが必要である。冷却速度が大きければ、析出挙動は抑制可能であるが、形状不良などが起こりやすい課題がある。従って、冷却速度は、好ましくは３５〜６０℃／ｓの範囲である。
最終焼鈍後の冷延板に対して、酸洗によりデスケールを施す。次いで、そのまま製品としてもよいし、その後、必要に応じて、調質圧延を施してもよい。このときの調質圧下率は０．３〜１．２％の範囲とするのが好ましい。
（第２の実施形態）
第２の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。
第２の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。
（Ｃ：０．０２０質量％以下）
Ｃは、Ｃｒ炭化物を形成して鋭敏化を引き起こす原因となる。そこで、本実施形態では、ＴｉもしくはＮｂを添加して、炭化物を形成させＣを固定している。ＴｉＣは、微細であり鋼を析出強化により加工硬化を促進する作用がある。しかし、Ｃの含有量が０．０２０質量％を超えると、多量のＴｉやＮｂを添加する必要が生じるため、Ｃの含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは、０．０１２質量％以下である。Ｃによる耐食性等の劣化を回避する観点から、その含有量は少ないほど良いが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．００１質量％以上とするのが良い。更に、製造コスト等を考慮すると０．００５質量％〜０．０１０質量％とすることが望ましい。
Ｃは、Ｃｒ炭化物を形成して鋭敏化を引き起こす原因となる。そこで、本実施形態では、ＴｉもしくはＮｂを添加して、炭化物を形成させＣを固定している。ＴｉＣは、微細であり鋼を析出強化により加工硬化を促進する作用がある。しかし、Ｃの含有量が０．０２０質量％を超えると、多量のＴｉやＮｂを添加する必要が生じるため、Ｃの含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは、０．０１２質量％以下である。Ｃによる耐食性等の劣化を回避する観点から、その含有量は少ないほど良いが、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．００１質量％以上とするのが良い。更に、製造コスト等を考慮すると０．００５質量％〜０．０１０質量％とすることが望ましい。
（Ｓｉ：０．８０質量％以下）
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼を硬質化し、延性を低下させる。延性が低下すると、打ち抜き破断時の変形能を低下させる。このため、バリ性状が安定する打ち抜き条件の領域が狭く、打ち抜き回数の増加により打ち抜き条件が安定領域から外れ、バリ高さが大きくなる。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．３０質量％以下であり、より好ましくは０．２５質量％以下である。また、Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、Ｓｉ量を好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
Ｓｉは、固溶強化元素であり、鋼を硬質化し、延性を低下させる。延性が低下すると、打ち抜き破断時の変形能を低下させる。このため、バリ性状が安定する打ち抜き条件の領域が狭く、打ち抜き回数の増加により打ち抜き条件が安定領域から外れ、バリ高さが大きくなる。そのため、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは、０．３０質量％以下であり、より好ましくは０．２５質量％以下である。また、Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、Ｓｉ量を好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
（Ｍｎ：１．０質量％以下）
Ｍｎは、耐食性を劣化させる元素であり、また、ＭｎＳを構成する元素でもある。多量のＭｎＳが析出したり、ＭｎＳが粗大化することにより、打ち抜き加工性が劣化する。ＭｎＳは、フェライト粒界に片状に析出して、フェライト粒を展伸粒とし、打ち抜き加工時のかえりを大きくする。よって、本実施形態では、Ｍｎ含有量を１．０質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．５０質量％以下である。より好ましくは０．３０質量％以下である。また、Ｍｎは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
Ｍｎは、耐食性を劣化させる元素であり、また、ＭｎＳを構成する元素でもある。多量のＭｎＳが析出したり、ＭｎＳが粗大化することにより、打ち抜き加工性が劣化する。ＭｎＳは、フェライト粒界に片状に析出して、フェライト粒を展伸粒とし、打ち抜き加工時のかえりを大きくする。よって、本実施形態では、Ｍｎ含有量を１．０質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．５０質量％以下である。より好ましくは０．３０質量％以下である。また、Ｍｎは、脱酸元素として添加される場合がある元素であり、製造コスト等を考慮すると、好ましくは０．０１質量％以上とするのがよい。
（Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％）
Ｐは、ＦｅＴｉＰを形成して打ち抜き時の亀裂の発生、進展を促し、かえりの高さを低減する働きを有する。この効果は、Ｐを０．０１０質量％以上含有することで発現する。
しかし、０．０３５質量％超えて添加すると、材料の脆化を招くことから、０．０３５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０〜０．０２５質量％の範囲である。
Ｐは、ＦｅＴｉＰを形成して打ち抜き時の亀裂の発生、進展を促し、かえりの高さを低減する働きを有する。この効果は、Ｐを０．０１０質量％以上含有することで発現する。
しかし、０．０３５質量％超えて添加すると、材料の脆化を招くことから、０．０３５質量％以下とする。好ましくは、０．０２０〜０．０２５質量％の範囲である。
（Ｓ：０．００５質量％以下）
Ｓは、ＭｎＳあるいはＴｉＳを形成して、フェライト粒の等軸化を抑制し、展伸化を促進するため、かえりの発生を助長する。この現象を防止するには、Ｓ含有量を０．００５質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．００３質量％以下である。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．０００１質量％以上とするのがよい。
Ｓは、ＭｎＳあるいはＴｉＳを形成して、フェライト粒の等軸化を抑制し、展伸化を促進するため、かえりの発生を助長する。この現象を防止するには、Ｓ含有量を０．００５質量％以下とする必要がある。好ましくは、０．００３質量％以下である。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、好ましくは０．０００１質量％以上とするのがよい。
（Ａｌ：０．５０質量％以下）
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分であり、鋼の清浄度を向上させるためには、０．０２質量％以上添加するのが好ましい。しかし、Ａｌを多量に添加すると、ＡｌＮを析出して、フェライト粒の軟化を助長し、かつフェライト粒が圧延方向に展伸する原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ａｌ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０質量％以下である。また、Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、また、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１質量％から発現するため、Ａｌ量は０．０１質量％以上がよい。
Ａｌは、脱酸剤として添加される成分であり、鋼の清浄度を向上させるためには、０．０２質量％以上添加するのが好ましい。しかし、Ａｌを多量に添加すると、ＡｌＮを析出して、フェライト粒の軟化を助長し、かつフェライト粒が圧延方向に展伸する原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ａｌ含有量を０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．１０質量％以下である。また、Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、また、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１質量％から発現するため、Ａｌ量は０．０１質量％以上がよい。
（Ｎ：０．０２０質量％以下）
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し易い元素である。特に、Ｎ含有量が０．０２０質量％を超えると、鋼中に粗大な直方体のＴｉＮが多量に析出して鋼板の表面疵を発生させてしまう。よって、Ｎ含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは、０．０７〜０．０１２質量％である。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し易い元素である。特に、Ｎ含有量が０．０２０質量％を超えると、鋼中に粗大な直方体のＴｉＮが多量に析出して鋼板の表面疵を発生させてしまう。よって、Ｎ含有量は０．０２０質量％以下とする。好ましくは、０．０７〜０．０１２質量％である。
（Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％）
Ｃｒは、ステンレス鋼表面に不動態皮膜を形成し、耐食性を向上させる重要な元素である。端面の耐食性を維持するためには、１５．６質量％以上を含有する必要がある。しかし、１７．５質量％を超えると、Ｃｒによる硬化が顕著となり、加工硬化係数が低下し、フェライト粒が打ち抜き方向に伸びやすくなるため、かえりが大きくなる。よって、Ｃｒ含有量は１７．５質量％以下とする。好ましくは、１６．０〜１７．３質量％の範囲である。
Ｃｒは、ステンレス鋼表面に不動態皮膜を形成し、耐食性を向上させる重要な元素である。端面の耐食性を維持するためには、１５．６質量％以上を含有する必要がある。しかし、１７．５質量％を超えると、Ｃｒによる硬化が顕著となり、加工硬化係数が低下し、フェライト粒が打ち抜き方向に伸びやすくなるため、かえりが大きくなる。よって、Ｃｒ含有量は１７．５質量％以下とする。好ましくは、１６．０〜１７．３質量％の範囲である。
（Ｃｕ：０．５０〜２．００質量％）
Ｃｕは、鋼板表面に濃化することで打ち抜き工具との摩擦を低減するように作用するため、本実施形態において重要な役割がある。Ｓｎを含有し、かつ、Ｃｕを０．５０質量％以上添加することで、鋼板表面のＣｕ濃化が安定し、かえりを低減するとともに工具摩耗を抑制する。一方、２．００質量％を超えて添加すると、固溶強化による硬度上昇を招くとともに、Ｃｕが粒界析出してフェライト粒が脆化しやすくなるので、製造性を損ねる可能性がある。また、ε−Ｃｕ相の析出を招き、分散強化による硬度上昇が工具摩耗を促進する。よって、Ｃｕの上限は２．００質量％とする。好ましくは、０．５０質量％超２．００質量％以下であり、より好ましくは０．８〜１．２質量％以下である。
Ｃｕは、鋼板表面に濃化することで打ち抜き工具との摩擦を低減するように作用するため、本実施形態において重要な役割がある。Ｓｎを含有し、かつ、Ｃｕを０．５０質量％以上添加することで、鋼板表面のＣｕ濃化が安定し、かえりを低減するとともに工具摩耗を抑制する。一方、２．００質量％を超えて添加すると、固溶強化による硬度上昇を招くとともに、Ｃｕが粒界析出してフェライト粒が脆化しやすくなるので、製造性を損ねる可能性がある。また、ε−Ｃｕ相の析出を招き、分散強化による硬度上昇が工具摩耗を促進する。よって、Ｃｕの上限は２．００質量％とする。好ましくは、０．５０質量％超２．００質量％以下であり、より好ましくは０．８〜１．２質量％以下である。
（Ｓｎ：０．００１〜０．１質量％）
Ｓｎは、Ｃｕと共存する場合に、Ｃｕの鋼板表面への濃化を促進する効果を発揮するため、本実施形態において重要な元素である。ＳｎとＣｕとの共存でＣｕの表面濃化を促進する効果は、Ｓｎを０．００１質量％以上添加することによって発揮され、０．０１質量％以上でより顕著に効果が発現する。実用的には０．００３質量％以上でもよい。しかし、Ｓｎは固溶強化元素でもある。したがって、過剰に添加すると加工硬化定数が上昇するため、Ｓｎ量は０．１質量％以下とする。また、Ｓｎは耐食性を向上させる元素でもある。耐食性を向上させる効果は、０．０１質量％以上で発揮され、０．０３質量％以上でより顕著に効果が発現する。したがって、ＳｎによってＣｕの表面濃化を促進するためには、０．００３〜０．０１質量％でよい。
耐食性向上効果も必要な場合には、Ｓｎは０．０３〜０．０８質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０４〜０．０６質量％の範囲である。
Ｓｎは、Ｃｕと共存する場合に、Ｃｕの鋼板表面への濃化を促進する効果を発揮するため、本実施形態において重要な元素である。ＳｎとＣｕとの共存でＣｕの表面濃化を促進する効果は、Ｓｎを０．００１質量％以上添加することによって発揮され、０．０１質量％以上でより顕著に効果が発現する。実用的には０．００３質量％以上でもよい。しかし、Ｓｎは固溶強化元素でもある。したがって、過剰に添加すると加工硬化定数が上昇するため、Ｓｎ量は０．１質量％以下とする。また、Ｓｎは耐食性を向上させる元素でもある。耐食性を向上させる効果は、０．０１質量％以上で発揮され、０．０３質量％以上でより顕著に効果が発現する。したがって、ＳｎによってＣｕの表面濃化を促進するためには、０．００３〜０．０１質量％でよい。
耐食性向上効果も必要な場合には、Ｓｎは０．０３〜０．０８質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０４〜０．０６質量％の範囲である。
本実施形態の鋼板は、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有する。
（Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％）
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して炭化物、窒化物、硫化物を形成する。Ｔｉ量が０．０５質量％以上で、これらの元素を固定する効果を発揮する。よって、Ｔｉは０．０５質量％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．３０質量％超えると、ＴｉＮが多量に析出し鋼板表面の疵を発生してしまう。よって、Ｔｉ量は０．３０質量％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は、０．１５〜０．２５質量％の範囲である。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して炭化物、窒化物、硫化物を形成する。Ｔｉ量が０．０５質量％以上で、これらの元素を固定する効果を発揮する。よって、Ｔｉは０．０５質量％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．３０質量％超えると、ＴｉＮが多量に析出し鋼板表面の疵を発生してしまう。よって、Ｔｉ量は０．３０質量％以下とする。好ましくは、Ｔｉ量は、０．１５〜０．２５質量％の範囲である。
（Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％）
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素である。成形性と耐食性は、Ｎｂを０．０５質量％以上添加することにより向上する。一方、過度のＮｂの添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合や、延性の低下をもたらす。したがって、Ｎｂは０．０５〜０．４０質量％の範囲とする。更に、製造性や延性を考慮すると、Ｎｂ量は０．０７〜０．２０質量％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｂは、成形性と耐食性を向上させる元素である。成形性と耐食性は、Ｎｂを０．０５質量％以上添加することにより向上する。一方、過度のＮｂの添加は表面疵や光沢ムラなどの不具合や、延性の低下をもたらす。したがって、Ｎｂは０．０５〜０．４０質量％の範囲とする。更に、製造性や延性を考慮すると、Ｎｂ量は０．０７〜０．２０質量％の範囲とすることが好ましい。
（Ｎｉ：０．０５〜０．５０質量％）
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、０．０５質量％以上の添加で効果を発揮する。一方、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって、Ｎｉ含有量は０．５０質量以下とする。好ましくは、０．２５質量％以下である。
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素であり、０．０５質量％以上の添加で効果を発揮する。一方、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって、Ｎｉ含有量は０．５０質量以下とする。好ましくは、０．２５質量％以下である。
本実施形態では、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
（Ｂ：０．００１質量％以下）
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させる。しかし、過剰な量のＢの添加は低融点ホウ化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｂ量を０．００１質量％以下とする。Ｂによる効果を安定して得るためには、Ｂ量は、好ましくは０．０００２質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させる。しかし、過剰な量のＢの添加は低融点ホウ化物を形成し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｂ量を０．００１質量％以下とする。Ｂによる効果を安定して得るためには、Ｂ量は、好ましくは０．０００２質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（Ｃｏ：０．５０質量％以下）
ＣｏはＮｉと同様に耐食性を向上させる元素であるが、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって、Ｃｏ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．１０質量％以下である。Ｃｏによる効果を安定して得るためには、Ｃｏ量は、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
ＣｏはＮｉと同様に耐食性を向上させる元素であるが、多量に添加すると、鋼を硬質化して延性が低下する原因となる。よって、Ｃｏ含有量は０．５０質量％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．１０質量％以下である。Ｃｏによる効果を安定して得るためには、Ｃｏ量は、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
（Ｍｏ：０．０１〜０．５０質量％）
Ｍｏ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。Ｍｏを０．０１質量％以上添加することにより、耐食性を向上させる効果が発現する。一方、過度の量のＭｏの添加は成形性、特に延性の劣化をもたらす。したがって、０．０１〜０．５０質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．３０質量％を上限とするのがよい。更に、製造性や強度などを考慮すると、０．０５〜０．２０質量％の範囲とすることがより好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５質量％である。
Ｍｏ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。Ｍｏを０．０１質量％以上添加することにより、耐食性を向上させる効果が発現する。一方、過度の量のＭｏの添加は成形性、特に延性の劣化をもたらす。したがって、０．０１〜０．５０質量％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．３０質量％を上限とするのがよい。更に、製造性や強度などを考慮すると、０．０５〜０．２０質量％の範囲とすることがより好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５質量％である。
（Ｖ、Ｗ：０．５０質量％以下）
ＶおよびＷは、Ｔｉと同様にＣと結合して炭化物を形成する。ＶもしくはＷの添加量を０．５０質量％超とすると、ＴｉＮの析出を促進して、鋼板表面の疵を誘発してしまう。したがって、ＶまたはＷを添加する場合は、それぞれの量を０．５０質量％以下とすることが好ましく、０．１０質量％以下とすることが好ましく、更に０．０５質量％以下とすることがより好ましい。Ｖ，Ｗによる効果を安定して得るためには、Ｖ量及びＷ量のそれぞれは、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
ＶおよびＷは、Ｔｉと同様にＣと結合して炭化物を形成する。ＶもしくはＷの添加量を０．５０質量％超とすると、ＴｉＮの析出を促進して、鋼板表面の疵を誘発してしまう。したがって、ＶまたはＷを添加する場合は、それぞれの量を０．５０質量％以下とすることが好ましく、０．１０質量％以下とすることが好ましく、更に０．０５質量％以下とすることがより好ましい。Ｖ，Ｗによる効果を安定して得るためには、Ｖ量及びＷ量のそれぞれは、好ましくは０．００５質量％以上であり、更に好ましくは０．０１質量％以上である。
（Ｍｇ：０．０１質量％以下）
Ｍｇは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＭｇＯとして析出し、製鋼時のノズル閉塞の原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｍｇ量を０．０１質量％以下とし、より好ましくは０．００２質量％以下とする。Ｍｇによる効果を安定して得るためには、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｍｇは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＭｇＯとして析出し、製鋼時のノズル閉塞の原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｍｇ量を０．０１質量％以下とし、より好ましくは０．００２質量％以下とする。Ｍｇによる効果を安定して得るためには、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（Ｃａ：０．００３質量％以下）
Ｃａは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＣａＯやＣａＳとして析出し、さびの原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｃａは０．００３質量％以下とする。Ｃａによる効果を安定して得るためには、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
Ｃａは、脱酸剤として添加される成分である。しかし、多量に添加すると、ＣａＯやＣａＳとして析出し、さびの原因ともなる。そこで、本実施形態においては、Ｃａは０．００３質量％以下とする。Ｃａによる効果を安定して得るためには、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１質量％以上であり、更に好ましくは０．０００３質量％以上である。
（ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下）
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｂと同様に、粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させるが、その作用は０．０２質量％で飽和する。したがって、ＲＥＭ量（希土類金属の総量）を０．０２質量％以下とする。効果を発現するにはＲＥＭ量の下限を０．００２質量％とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｂと同様に、粒界強度を高める元素であり、打ち抜き加工時の端面性状を安定化させるが、その作用は０．０２質量％で飽和する。したがって、ＲＥＭ量（希土類金属の総量）を０．０２質量％以下とする。効果を発現するにはＲＥＭ量の下限を０．００２質量％とすることが好ましい。なお、ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
（Ｔａ：０．５０質量％以下）
Ｔａは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、過度の量のＴａの添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、０．５０質量％をＴａ量の上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、Ｔａ量は０．０５質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
Ｔａは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、過度の量のＴａの添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、０．５０質量％をＴａ量の上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、Ｔａ量は０．０５質量％以上、０．５質量％以下が好ましい。
（Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％）
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり、必要に応じて０．３質量％以下の量で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からＳｂ量の下限を０．００１質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＳｂ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。コストの点からＳｂ量の上限は０．１質量％が好ましい。
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり、必要に応じて０．３質量％以下の量で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からＳｂ量の下限を０．００１質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＳｂ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。コストの点からＳｂ量の上限は０．１質量％が好ましい。
（Ｇａ：０．０００２〜０．１質量％）
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化の抑制のため、０．１質量％以下の量で添加してもよい。硫化物や水素化物の形成の観点からＧａ量の下限を０．０００２質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＧａ量は０．００２０質量％以上が好ましい。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化の抑制のため、０．１質量％以下の量で添加してもよい。硫化物や水素化物の形成の観点からＧａ量の下限を０．０００２質量％とする。さらに、製造性やコストの観点からＧａ量は０．００２０質量％以上が好ましい。
（Ｚｒ：０．３０質量％以下）
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に、炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し、耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１質量％以上で添加する。また、０．３０質量％を超えて添加してもその効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなるため、０．０１〜０．３０質量％で添加する。より好ましくは０．２０質量％以下である。Ｚｒは、Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素であるため、製造コストを考慮すると、０．０２質量％〜０．０５質量％とすることが望ましい。
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に、炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し、耐食性を向上させるため、必要に応じて０．０１質量％以上で添加する。また、０．３０質量％を超えて添加してもその効果は飽和し、大型酸化物の形成により表面疵の原因にもなるため、０．０１〜０．３０質量％で添加する。より好ましくは０．２０質量％以下である。Ｚｒは、Ｔｉ，Ｎｂに較べると高価な元素であるため、製造コストを考慮すると、０．０２質量％〜０．０５質量％とすることが望ましい。
その他の成分について、本実施形態では特に規定されないが、本実施形態においては、Ｈｆ、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１〜０．１質量％の量で添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的に有害な元素や不純物元素の量はできるだけ低減することが好ましい。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
次に、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板における表面のＣｕ濃度、フェライト粒径について説明する。
（鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上）
フェライト系ステンレス鋼板の表面のＣｕ濃度は、打ち抜き時における工具との摩擦係数を低下させ、かえりの発生を抑制するとともに工具摩耗を抑制する重要な働きを有することが見出された。表面にＣｕが濃化すると、打ち抜き工具と接触した際に工具先端にＣｕが構成刃先として存在し、工具の摩耗を抑制する。さらに、Ｃｕは熱伝導性に優れることから工具に蓄積される加工熱を拡散させ、鋼板の温度上昇による軟化が抑制されるため、端面のかえりが小さくなる。この効果を発現させるためには、少なくとも鋼板表層のＣｕ濃度がカチオン分率に換算して１５％以上となるようにＣｕが濃化している必要がある。これを下回ると、鋼板と工具の摩擦係数が上昇し、かえりが大きくなるとともに工具摩耗を促進する。Ｃｕを製品表面に濃化させるためには、合金元素としてのＣｕの添加量は多い方が良い。０．５％以上の量でＣｕを含有することによって、表面のＣｕ濃度が１５％以上となるようにＣｕが濃化する傾向が得られた。しかしながら、製造条件により表面のＣｕ濃度が１５％未満となる場合が確認された。このため、Ｃｕと共存しやすいＳｎを添加することで、表面へのＣｕの濃化を安定させる。表面のＣｕ濃度を安定して１５％以上とするためには、０．００１％以上のＳｎの添加が必要である。
フェライト系ステンレス鋼板の表面のＣｕ濃度は、打ち抜き時における工具との摩擦係数を低下させ、かえりの発生を抑制するとともに工具摩耗を抑制する重要な働きを有することが見出された。表面にＣｕが濃化すると、打ち抜き工具と接触した際に工具先端にＣｕが構成刃先として存在し、工具の摩耗を抑制する。さらに、Ｃｕは熱伝導性に優れることから工具に蓄積される加工熱を拡散させ、鋼板の温度上昇による軟化が抑制されるため、端面のかえりが小さくなる。この効果を発現させるためには、少なくとも鋼板表層のＣｕ濃度がカチオン分率に換算して１５％以上となるようにＣｕが濃化している必要がある。これを下回ると、鋼板と工具の摩擦係数が上昇し、かえりが大きくなるとともに工具摩耗を促進する。Ｃｕを製品表面に濃化させるためには、合金元素としてのＣｕの添加量は多い方が良い。０．５％以上の量でＣｕを含有することによって、表面のＣｕ濃度が１５％以上となるようにＣｕが濃化する傾向が得られた。しかしながら、製造条件により表面のＣｕ濃度が１５％未満となる場合が確認された。このため、Ｃｕと共存しやすいＳｎを添加することで、表面へのＣｕの濃化を安定させる。表面のＣｕ濃度を安定して１５％以上とするためには、０．００１％以上のＳｎの添加が必要である。
図４は、表層のＣｕ濃度と２０回目のかえり高さの関係を示す図である。表層のＣｕ濃度が１５％を超えるとかえり高さは安定し，２０回目のかえり高さが５０μｍ以下となっている。図４において、表面Ｃｕ濃度が１５％以上であってもかえり高さが５０μｍを超える場合があり、次に補足する。図中の黒丸のプロット点は、フェライト粒径が３０μｍ以下であるが表面硬度が１４０未満もしくは１８０超である例を示す。白三角のプロット点は、粒径が３０μｍ超の例を示す。これらは、本実施形態の成分組成の鋼（実施例２の鋼２−１および２−７）について、本実施形態の製造方法に準じて製造する際に、冷延板の熱処理条件を変化して製造した例である。加工熱処理条件でフェライト粒径を３０μｍ以下に制御し、かつ表面硬度を１４０〜１８０に制御し、冷延板の熱処理の雰囲気と酸洗の条件を組み合わせた条件で鋼材表面のＣｕ濃度を変化させた。その結果、鋼板表面のＣｕ濃度が１５％以上になると、安定的にかえり高さを５０μｍ以下とすることができる。
（フェライト粒径：３０μｍ以下）
フェライト粒径が大きいと、打ち抜き時に起こる１つ１つのフェライト粒の変形量が大きくなるため、かえりが大きくなる。そこで、フェライト粒径は３０μｍ以下とする必要がある。フェライト粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
フェライト粒径が大きいと、打ち抜き時に起こる１つ１つのフェライト粒の変形量が大きくなるため、かえりが大きくなる。そこで、フェライト粒径は３０μｍ以下とする必要がある。フェライト粒径は、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下である。
図５は、フェライト粒径と２０回目のかえり高さの関係を示す図である。図５において、白三角のプロット点は鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であるが、表面硬度が１４０未満もしくは１８０超の例である。黒丸のプロット点はＣｕ濃度が１５％未満の例である。これらは、本実施形態の成分組成の鋼（実施例の鋼１および７）を本実施形態の製造方法に準じて製造する際に、熱延板および冷延板焼鈍の条件を変化して製造した例である。冷延板焼鈍の雰囲気と酸洗条件の組み合わせ条件で鋼材表面のＣｕ濃度を１５％以上に制御し、かつ表面硬度を１４０〜１８０に制御し、冷延板の焼鈍の冷却速度条件でフェライト粒径を変化させた。鋼板表面のＣｕ濃度が１５％以上の場合には、２０回目のかえり高さは概ねフェライト粒径によって制御可能であり、粒径が小さいほど、かえり高さが小さくなっている。また、表層Ｃｕ濃度が低い場合には、粒径が小さくても２０回目のかえり高さが高くなっている。
（表面硬度１４０〜１８０）
表面硬度は、打ち抜き加工における変形と工具寿命に影響する重要な因子である。硬度が高いと、変形し難くなるが脆くなり、せん断破面と延性破面の比率が変化する。延性破面が生じにくくなるため、かえり高さを低減するには有効であるが、工具寿命は著しく低下する。したがって、表面硬度の上限を１８０とした。一方、表面硬度が低い場合には、ダレが生じ易く、ダレにともなう変形がかえり高さを増加させる。特に、表面硬度が低い場合に、かえり高さの増大が顕著であることから、表面硬度が基準となる。また、結晶粒径と表面硬度には相関関係があり、表面硬度を低下させるためには、結晶粒の粗粒化が有効な手段である。
結晶粒径３０μｍ以下を安定して満足するために、表面硬度を１４０以上とする。なお、本実施形態における表面硬度はビッカース硬さである。
表面硬度は、打ち抜き加工における変形と工具寿命に影響する重要な因子である。硬度が高いと、変形し難くなるが脆くなり、せん断破面と延性破面の比率が変化する。延性破面が生じにくくなるため、かえり高さを低減するには有効であるが、工具寿命は著しく低下する。したがって、表面硬度の上限を１８０とした。一方、表面硬度が低い場合には、ダレが生じ易く、ダレにともなう変形がかえり高さを増加させる。特に、表面硬度が低い場合に、かえり高さの増大が顕著であることから、表面硬度が基準となる。また、結晶粒径と表面硬度には相関関係があり、表面硬度を低下させるためには、結晶粒の粗粒化が有効な手段である。
結晶粒径３０μｍ以下を安定して満足するために、表面硬度を１４０以上とする。なお、本実施形態における表面硬度はビッカース硬さである。
次に、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態の製造方法は、以下に記述するように、熱間圧延後に比較的低温で巻き取り、比較的低温で熱延板焼鈍を行うとともに、最終焼鈍後の冷却速度を高くする。これによって、ε−Ｃｕの析出を回避して固溶Ｃｕを確保するとともに、結晶粒径と材料の硬度を制御する。本実施形態の製造方法によって、鋼板表面にＣｕを適度に濃化させ、かつフェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることが可能である。以下に製造プロセス毎に説明する。
本実施形態の製造方法は、以下に記述するように、熱間圧延後に比較的低温で巻き取り、比較的低温で熱延板焼鈍を行うとともに、最終焼鈍後の冷却速度を高くする。これによって、ε−Ｃｕの析出を回避して固溶Ｃｕを確保するとともに、結晶粒径と材料の硬度を制御する。本実施形態の製造方法によって、鋼板表面にＣｕを適度に濃化させ、かつフェライト粒径を微細化して３０μｍ以下とすることが可能である。以下に製造プロセス毎に説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の素材となる鋼スラブの製造は、通常公知の方法を用いることができる。例えば、転炉、電気炉等で鋼を溶製し、必要に応じて、ＲＨ脱ガス装置やＡＯＤ炉、ＶＯＤ炉等で２次精錬して上記成分組成に調整する。その後、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法でスラブとするのが好ましい。
続く、熱間圧延は、以下の条件にて行う必要がある。
（スラブ加熱温度：１１００℃以上）
熱間圧延に先立つスラブの加熱温度は、１１００℃以上とする必要がある。スラブの加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延組織が熱延板に残留し易くなる。これによりフェライト粒が圧延方向に展伸し易くなり、かえりを大きくする。
（スラブ加熱温度：１１００℃以上）
熱間圧延に先立つスラブの加熱温度は、１１００℃以上とする必要がある。スラブの加熱温度が１１００℃未満では、熱間圧延組織が熱延板に残留し易くなる。これによりフェライト粒が圧延方向に展伸し易くなり、かえりを大きくする。
（仕上圧延時の圧延率：８０〜９０％）
熱間圧延における仕上圧延率は８０〜９０％の範囲にする必要がある。圧延率が８０％未満では、鋳造組織を完全に粉砕することができない。このため、最終製品の表面特性には、粗大凝固組織に起因したリジング等の不具合が生じてしまう。また、圧延率が９０％を超えると、板端部の温度の低下が著しく、ヘゲ疵や耳割れ等の課題が生じる可能性が高くなる。
熱間圧延における仕上圧延率は８０〜９０％の範囲にする必要がある。圧延率が８０％未満では、鋳造組織を完全に粉砕することができない。このため、最終製品の表面特性には、粗大凝固組織に起因したリジング等の不具合が生じてしまう。また、圧延率が９０％を超えると、板端部の温度の低下が著しく、ヘゲ疵や耳割れ等の課題が生じる可能性が高くなる。
（仕上圧延の終了温度：９００℃以上）
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、９００℃以上とする必要がある。仕上圧延の終了温度が９００℃未満の場合、熱間圧延中に材料が再結晶化しにくくなり、結果的にフェライト粒が展伸しやすくなる。展伸したフェライト粒は、粗大粒を含む混粒組織の原因となり、硬度が不安低となりやすいため、厳格な管理が必要である。
熱間圧延における仕上圧延終了温度は、９００℃以上とする必要がある。仕上圧延の終了温度が９００℃未満の場合、熱間圧延中に材料が再結晶化しにくくなり、結果的にフェライト粒が展伸しやすくなる。展伸したフェライト粒は、粗大粒を含む混粒組織の原因となり、硬度が不安低となりやすいため、厳格な管理が必要である。
（巻取温度：４００〜５００℃）
熱間圧延後の巻取温度は、熱延板中の粒界偏析や析出物の制御に重要であり、５００℃以下の範囲とする必要がある。本発明鋼のＣｕ量では、巻取温度が５００℃を超えると、Ｃｕがε−Ｃｕ相として析出し始める。表面へのＣｕ濃化に有効な固溶Ｃｕ量を確保するため、析出量は可能な限り少ない方がよい。一方、巻取温度が４００℃未満では、ＣｕやＳｎを固溶する影響により、鋼板の硬度の上昇が著しく、巻取時の巻き形状の不良やすり疵の原因となる。巻取温度は、好ましくは４５０〜５００℃の範囲である。
熱間圧延後の巻取温度は、熱延板中の粒界偏析や析出物の制御に重要であり、５００℃以下の範囲とする必要がある。本発明鋼のＣｕ量では、巻取温度が５００℃を超えると、Ｃｕがε−Ｃｕ相として析出し始める。表面へのＣｕ濃化に有効な固溶Ｃｕ量を確保するため、析出量は可能な限り少ない方がよい。一方、巻取温度が４００℃未満では、ＣｕやＳｎを固溶する影響により、鋼板の硬度の上昇が著しく、巻取時の巻き形状の不良やすり疵の原因となる。巻取温度は、好ましくは４５０〜５００℃の範囲である。
上記のようにして得た熱延板に対して、熱延板焼鈍、酸洗、及び冷間圧延を施す。その後、再結晶させるための最終焼鈍を施す。この際の熱延板の焼鈍温度と最終焼鈍温度は下記の範囲とする。
（熱延板の焼鈍温度：８５０〜９５０℃）
熱延板の焼鈍温度は、８５０〜９５０℃の範囲とすることが好ましい。熱延板の焼鈍温度が８５０℃未満では、熱延板の再結晶が不十分でフェライト粒が展伸化する。焼鈍温度が８５０℃以上になると、ε−Ｃｕ相が溶解し、冷延板の最終焼鈍後に表面へ濃化するＣｕ量が確保できる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が促進し、製品のフェライト粒を粗大化させてしまう。このため、９５０℃以下とする必要がある。
熱延板の焼鈍温度は、８５０〜９５０℃の範囲とすることが好ましい。熱延板の焼鈍温度が８５０℃未満では、熱延板の再結晶が不十分でフェライト粒が展伸化する。焼鈍温度が８５０℃以上になると、ε−Ｃｕ相が溶解し、冷延板の最終焼鈍後に表面へ濃化するＣｕ量が確保できる。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が促進し、製品のフェライト粒を粗大化させてしまう。このため、９５０℃以下とする必要がある。
（最終焼鈍温度：８５０〜９５０℃以下）
冷間圧延後の最終焼鈍温度は、８５０℃以上とする。最終焼鈍温度が８５０℃未満の場合、圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留し易くなり、かえりが大きくなる。さらに、ε−Ｃｕ相の析出が始まり、固溶Ｃｕ量が不十分となり、表面のＣｕ濃度が低くなる。一方、最終焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が進み、フェライト粒径が３０μｍを超えてしまう。好ましい最終焼鈍温度は８８０〜９２０℃の範囲である。
冷間圧延後の最終焼鈍温度は、８５０℃以上とする。最終焼鈍温度が８５０℃未満の場合、圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留し易くなり、かえりが大きくなる。さらに、ε−Ｃｕ相の析出が始まり、固溶Ｃｕ量が不十分となり、表面のＣｕ濃度が低くなる。一方、最終焼鈍温度が９５０℃を超えると、フェライト粒の粗大化が進み、フェライト粒径が３０μｍを超えてしまう。好ましい最終焼鈍温度は８８０〜９２０℃の範囲である。
（最終焼鈍の雰囲気：酸素濃度１％以上）
また、鋼板表面の酸化状態が製品表面のＣｕ濃度に影響するため、最終焼鈍時の雰囲気中の酸素濃度は１％以上とする。Ｃｒ酸化物と共に、Ｍｎ酸化物やＦｅ酸化物によってスケールが形成されると、表層近傍で酸化物を形成する元素が少なくなる。このため、相対比としてＣｕ量が多くなる。一般に、デスケールでは、酸液で酸化スケールとともに鋼板母地を溶解するため、最終焼鈍時に拡散で表面に濃化したＣｕとともに表面の濃化が促進される。なお、最終焼鈍は大気中で行っても構わない。すなわち、大気中の酸素濃度（約２１％）を雰囲気における酸素濃度の上限とすればよい。
また、鋼板表面の酸化状態が製品表面のＣｕ濃度に影響するため、最終焼鈍時の雰囲気中の酸素濃度は１％以上とする。Ｃｒ酸化物と共に、Ｍｎ酸化物やＦｅ酸化物によってスケールが形成されると、表層近傍で酸化物を形成する元素が少なくなる。このため、相対比としてＣｕ量が多くなる。一般に、デスケールでは、酸液で酸化スケールとともに鋼板母地を溶解するため、最終焼鈍時に拡散で表面に濃化したＣｕとともに表面の濃化が促進される。なお、最終焼鈍は大気中で行っても構わない。すなわち、大気中の酸素濃度（約２１％）を雰囲気における酸素濃度の上限とすればよい。
（５００℃までの冷却速度：５０℃／ｓ以上）
Ｃｕは、最終焼鈍後の冷却時にε−Ｃｕ相として析出する。一旦、ε−Ｃｕ相が析出すると、その後の工程で再溶解することはない。また、微細分散すると、硬度の上昇を招いてしまう。表層へＣｕを濃化させ、硬度の上昇を抑制するためには、析出状態を制御する必要がある。このためには、５００℃までの温度範囲において、５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが必要である。冷却速度が大きければ、析出挙動は抑制可能であるが、形状不良などが起こりやすい課題がある。従って、冷却速度は、好ましくは５５〜６５℃／ｓの範囲である。
Ｃｕは、最終焼鈍後の冷却時にε−Ｃｕ相として析出する。一旦、ε−Ｃｕ相が析出すると、その後の工程で再溶解することはない。また、微細分散すると、硬度の上昇を招いてしまう。表層へＣｕを濃化させ、硬度の上昇を抑制するためには、析出状態を制御する必要がある。このためには、５００℃までの温度範囲において、５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが必要である。冷却速度が大きければ、析出挙動は抑制可能であるが、形状不良などが起こりやすい課題がある。従って、冷却速度は、好ましくは５５〜６５℃／ｓの範囲である。
最終焼鈍後の冷延板に対して、酸洗によりデスケールを施す。次いで、そのまま製品としてもよいし、その後、必要に応じて、調質圧延を施してもよいし。このときの調質圧下率は０．３〜１．２％の範囲とするのが好ましい。
（実施例１）
以下、第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に相当する実施例を以下に示す。
表１Ａ及び表１Ｂに示した成分組成を有する成分Ｎｏ．１−１〜１−３８の鋼を溶製し、鋼塊とした。次いで、表２Ａ，表２Ｂ，表２Ｄに示した条件で熱間圧延し、板厚が４ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して８９０℃の連続焼鈍で熱延板焼鈍を施した。酸洗後、冷間圧延して板厚が１ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板を、表２Ａ，表２Ｂ，表２Ｄに示した温度で最終焼鈍し、冷延焼鈍板とした。上記のようにして得た冷延焼鈍板について、下記の試験に供した。
以下、第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に相当する実施例を以下に示す。
表１Ａ及び表１Ｂに示した成分組成を有する成分Ｎｏ．１−１〜１−３８の鋼を溶製し、鋼塊とした。次いで、表２Ａ，表２Ｂ，表２Ｄに示した条件で熱間圧延し、板厚が４ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して８９０℃の連続焼鈍で熱延板焼鈍を施した。酸洗後、冷間圧延して板厚が１ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板を、表２Ａ，表２Ｂ，表２Ｄに示した温度で最終焼鈍し、冷延焼鈍板とした。上記のようにして得た冷延焼鈍板について、下記の試験に供した。
（打ち抜き性の評価）
上記冷延焼鈍板を、クリアランス１０％で、１２ｍｍφの穴を打ち抜き加工し、剪断面のかえりの高さを測定した。この打ち抜き試験を繰り返し、連続して５０回打ち抜き後のかえり高さを測定した。連続打ち抜き時のかえり高さは、打ち抜き加工初期の工具との接触に依存する。このため、２０〜３０回の加工で大きなかえりが発生しなければ、安定したかえり高さが維持されることが判明した。そこで、生産性を損なわない指標として２０回目のかえり高さで打ち抜き性を評価した。また、１回目のかえり高さも評価項目とした。
上記冷延焼鈍板を、クリアランス１０％で、１２ｍｍφの穴を打ち抜き加工し、剪断面のかえりの高さを測定した。この打ち抜き試験を繰り返し、連続して５０回打ち抜き後のかえり高さを測定した。連続打ち抜き時のかえり高さは、打ち抜き加工初期の工具との接触に依存する。このため、２０〜３０回の加工で大きなかえりが発生しなければ、安定したかえり高さが維持されることが判明した。そこで、生産性を損なわない指標として２０回目のかえり高さで打ち抜き性を評価した。また、１回目のかえり高さも評価項目とした。
（フェライト結晶粒径の測定）
上記冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面において、板厚の中央部を鏡面研磨し、王水で腐食して組織を現出した。ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法で、フェライト粒のＡＳＴＭ公称粒径を測定した。粒径の測定は、以下の手順で行った。実際の長さが８００μｍの線分を、写真上に、板厚方向に５本引き、圧延方向に５本引いた。これらの線分とフェライト粒界の交点を数えた。この交点の数で、板厚方向の線分の合計長さを除し、板厚方向のフェライト粒界で切断された線分の平均長さを求めた。同様にして、圧延方向の切断された線分の平均長さも求めた。これらをさらに平均した値に１．１３を乗じてＡＳＴＭ公称粒径を得た。
上記冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面において、板厚の中央部を鏡面研磨し、王水で腐食して組織を現出した。ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法で、フェライト粒のＡＳＴＭ公称粒径を測定した。粒径の測定は、以下の手順で行った。実際の長さが８００μｍの線分を、写真上に、板厚方向に５本引き、圧延方向に５本引いた。これらの線分とフェライト粒界の交点を数えた。この交点の数で、板厚方向の線分の合計長さを除し、板厚方向のフェライト粒界で切断された線分の平均長さを求めた。同様にして、圧延方向の切断された線分の平均長さも求めた。これらをさらに平均した値に１．１３を乗じてＡＳＴＭ公称粒径を得た。
（鋼板表面のＣｕ濃度の測定）
上記冷延焼鈍板から２０ｍｍ角の大きさの試験片を切り出した。リガク製Ｓｐｅｃｔｒｕｍａ ＧＤＡ７５０／グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）を用いて、分析径：４mm、測定ピッチ：２．５ｍｍ／分、分析時間：２０秒の条件で、表面からＡｒスパッタしながら深さ方向のＣｕ濃度を連続して測定した。測定結果から、カチオン元素を抽出し、カチオン元素の量を存在比率へ換算し、最表層から内部における濃度プロファイルを求めた。求めたプロファイルから、最表層から５ｎｍ部分のＣｕ濃度を表面Ｃｕ濃度とした。図３は、表層Ｃｕ濃度の測定例を示す図である。図３に示すように、表層近傍でＣｕが著しく濃化していることがわかる。
上記冷延焼鈍板から２０ｍｍ角の大きさの試験片を切り出した。リガク製Ｓｐｅｃｔｒｕｍａ ＧＤＡ７５０／グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）を用いて、分析径：４mm、測定ピッチ：２．５ｍｍ／分、分析時間：２０秒の条件で、表面からＡｒスパッタしながら深さ方向のＣｕ濃度を連続して測定した。測定結果から、カチオン元素を抽出し、カチオン元素の量を存在比率へ換算し、最表層から内部における濃度プロファイルを求めた。求めたプロファイルから、最表層から５ｎｍ部分のＣｕ濃度を表面Ｃｕ濃度とした。図３は、表層Ｃｕ濃度の測定例を示す図である。図３に示すように、表層近傍でＣｕが著しく濃化していることがわかる。
上記測定結果を、表２Ｃ及び表２Ｅ中に示した。表１Ａ、表１Ｂ、表２Ａ〜表２Ｅから、以下のことがわかる。
試験Ｎｏ．１−１〜１−３０の鋼板において、成分範囲が実施形態の組成に係る条件を満たしているが、他の条件を満たしていない鋼板（試験Ｎｏ．１−６，１−７，１−１０，１−１４，１−１５，１−１７，１−２２，１−２４，１−２５，１−２７，１−２９，１−３０）では、打ち抜き試験時のかえり高さが５０μｍを超えるか、又は２０回目のかえり高さが５０μｍを超えていた。
試験Ｎｏ．１−１〜１−５，１−８，１−９，１−１１〜１−１３，１−１６，１−１８〜１−２１，１−２３，１−２６，１−２８，１−３０−１，１−３０−２の鋼板は、すべての条件が本実施形態の範囲を満足しており、打ち抜き試験の初期のかえり高さ、２０回目のかえり高さがいずれも５０μｍ以下と良好であった。
試験Ｎｏ．１−３１〜１−５１の鋼板は、成分が本実施形態の範囲を満たしていないため、２０回目のかえり高さが大きくなっていた。
試験Ｎｏ．１−１〜１−３０の鋼板において、成分範囲が実施形態の組成に係る条件を満たしているが、他の条件を満たしていない鋼板（試験Ｎｏ．１−６，１−７，１−１０，１−１４，１−１５，１−１７，１−２２，１−２４，１−２５，１−２７，１−２９，１−３０）では、打ち抜き試験時のかえり高さが５０μｍを超えるか、又は２０回目のかえり高さが５０μｍを超えていた。
試験Ｎｏ．１−１〜１−５，１−８，１−９，１−１１〜１−１３，１−１６，１−１８〜１−２１，１−２３，１−２６，１−２８，１−３０−１，１−３０−２の鋼板は、すべての条件が本実施形態の範囲を満足しており、打ち抜き試験の初期のかえり高さ、２０回目のかえり高さがいずれも５０μｍ以下と良好であった。
試験Ｎｏ．１−３１〜１−５１の鋼板は、成分が本実施形態の範囲を満たしていないため、２０回目のかえり高さが大きくなっていた。
試験Ｎｏ．１−６，１−７，１−１４，１−１７，１−２４では、本実施形態の範囲を満足する成分で熱間圧延条件を変化させている。
試験Ｎｏ．１−６では、熱間圧延時の圧延終了温度が本実施形態の範囲を外れていた。このため、フェライト粒径が３０μｍを超えており、２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−１４では、熱間圧延において、圧延終了温度が低く、巻取温度が高く、本実施形態の範囲を外れていた。このため、表層のＣｕ濃度が低く、しかも、フェライト粒径も大きくなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さと２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−７，１−１７では、熱間圧延の巻取温度が高く、本実施形態の範囲を外れていた。このため、鋼板表層のＣｕ濃度が低くなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さと２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２４では、圧延終了温度が低く、冷延板の最終焼鈍温度が高く本実施形態の範囲を外れていた。このため、フェライト粒径も大きくなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さは低いが、２０回目の打ち抜き試験ではかえり高さが高くなった。
試験Ｎｏ．１−６では、熱間圧延時の圧延終了温度が本実施形態の範囲を外れていた。このため、フェライト粒径が３０μｍを超えており、２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−１４では、熱間圧延において、圧延終了温度が低く、巻取温度が高く、本実施形態の範囲を外れていた。このため、表層のＣｕ濃度が低く、しかも、フェライト粒径も大きくなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さと２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−７，１−１７では、熱間圧延の巻取温度が高く、本実施形態の範囲を外れていた。このため、鋼板表層のＣｕ濃度が低くなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さと２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２４では、圧延終了温度が低く、冷延板の最終焼鈍温度が高く本実施形態の範囲を外れていた。このため、フェライト粒径も大きくなっており、打ち抜き試験の初期のかえり高さは低いが、２０回目の打ち抜き試験ではかえり高さが高くなった。
試験Ｎｏ．１−１０，１−３０は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の熱延板の焼鈍温度を変化させた例である。
試験Ｎｏ．１−１０では、熱延板の焼鈍温度が低く、表層のＣｕ濃度も低い。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−３０では、熱延板の焼鈍温度が高いため、表面Ｃｕ濃度が１５％未満になった。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２２，１−２５は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の冷延板最終焼鈍温度を変化させた例である。
試験Ｎｏ．１−２２では、最終焼鈍温度が低く、表層のＣｕ濃度も低い。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２５では、最終焼鈍温度が高いため、フェライト粒が粗大に粒成長した。このため、２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−１０では、熱延板の焼鈍温度が低く、表層のＣｕ濃度も低い。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−３０では、熱延板の焼鈍温度が高いため、表面Ｃｕ濃度が１５％未満になった。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２２，１−２５は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の冷延板最終焼鈍温度を変化させた例である。
試験Ｎｏ．１−２２では、最終焼鈍温度が低く、表層のＣｕ濃度も低い。このため、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２５では、最終焼鈍温度が高いため、フェライト粒が粗大に粒成長した。このため、２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２７は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の最終焼鈍時の冷却速度を変化させた例である。試験Ｎｏ．１−２７では、冷却速度が遅いため、Ｃｕが析出した。このため、表層のＣｕ濃度が低くなった。さらに焼鈍温度が高かった影響でフェライト粒径が大きくなった。その結果、打ち抜き試験の初期のかえり高さおよび２０回目のかえり高さがともに大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２９は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の最終焼鈍時の酸素濃度を変化させた例である。試験Ｎｏ．１−２９では、最終焼鈍時の酸素濃度が低いために、酸化スケールが薄くＣｒ酸化物が主体であった。このため、表層付近の元素変化が僅かであり、Ｃｕ濃化が少なくなった。したがって、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
試験Ｎｏ．１−２９は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の最終焼鈍時の酸素濃度を変化させた例である。試験Ｎｏ．１−２９では、最終焼鈍時の酸素濃度が低いために、酸化スケールが薄くＣｒ酸化物が主体であった。このため、表層付近の元素変化が僅かであり、Ｃｕ濃化が少なくなった。したがって、打ち抜き試験の初期のかえり高さ及び２０回目のかえり高さが大きくなった。
（実施例２）
以下、第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に相当する実施例を以下に示す。
表３Ａ及表３Ｂに示した成分組成を有する成分Ｎｏ．２−１〜２−３６の鋼を溶製し、鋼塊とした。次いで、表４Ａ，表４Ｂ，表４Ｄに示した条件で熱間圧延し、板厚が４ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して連続焼鈍で熱延板焼鈍を施した。酸洗後、冷間圧延して板厚が１ｍｍの冷延板とした。
以下、第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に相当する実施例を以下に示す。
表３Ａ及表３Ｂに示した成分組成を有する成分Ｎｏ．２−１〜２−３６の鋼を溶製し、鋼塊とした。次いで、表４Ａ，表４Ｂ，表４Ｄに示した条件で熱間圧延し、板厚が４ｍｍの熱延板とした。この熱延板に対して連続焼鈍で熱延板焼鈍を施した。酸洗後、冷間圧延して板厚が１ｍｍの冷延板とした。
次いで、上記冷延板を、表４Ａ，表４Ｂ，表４Ｄに示した条件で最終焼鈍し、冷延焼鈍板とした。上記のようにして得た冷延焼鈍板について、下記の試験に供した。
（１）打ち抜き性の評価
上記冷延焼鈍板を、クリアランス１０％で、１２ｍｍφの穴を打ち抜き加工し、剪断面のかえりの高さを測定した。この打ち抜き試験を繰り返し、連続して２０回打ち抜き後のかえり高さを測定した。連続打ち抜き時のかえり高さは、打ち抜き加工初期の工具との接触に依存する。このため、２０〜３０回の加工で大きなかえりが発生しなければ、安定したかえり高さが維持される。従って、生産性を損なわない指標として２０回目のかえり高さを測定した。
上記冷延焼鈍板を、クリアランス１０％で、１２ｍｍφの穴を打ち抜き加工し、剪断面のかえりの高さを測定した。この打ち抜き試験を繰り返し、連続して２０回打ち抜き後のかえり高さを測定した。連続打ち抜き時のかえり高さは、打ち抜き加工初期の工具との接触に依存する。このため、２０〜３０回の加工で大きなかえりが発生しなければ、安定したかえり高さが維持される。従って、生産性を損なわない指標として２０回目のかえり高さを測定した。
（２）フェライト結晶粒径の測定
上記冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面において、板厚の中央部を鏡面研磨し、王水で腐食して組織を現出した。ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法で、フェライト粒のＡＳＴＭ公称粒径を測定した。粒径の測定は、以下の手順で行った。実際の長さが８００μｍの線分を、写真上に、板厚方向に５本引き、圧延方向に５本引いた。これらの線分とフェライト粒界の交点を数えた。この交点の数で、板厚方向の線分の合計長さを除し、板厚方向のフェライト粒界で切断された線分の平均長さを求めた。同様にして、圧延方向の切断された線分の平均長さも求めた。これらをさらに平均した値に１．１３を乗じてＡＳＴＭ公称粒径を得た。
上記冷延焼鈍板の圧延方向に平行な板厚断面において、板厚の中央部を鏡面研磨し、王水で腐食して組織を現出した。ＪＩＳ Ｇ０５５２に規定された切断法で、フェライト粒のＡＳＴＭ公称粒径を測定した。粒径の測定は、以下の手順で行った。実際の長さが８００μｍの線分を、写真上に、板厚方向に５本引き、圧延方向に５本引いた。これらの線分とフェライト粒界の交点を数えた。この交点の数で、板厚方向の線分の合計長さを除し、板厚方向のフェライト粒界で切断された線分の平均長さを求めた。同様にして、圧延方向の切断された線分の平均長さも求めた。これらをさらに平均した値に１．１３を乗じてＡＳＴＭ公称粒径を得た。
（３）表面硬度の測定
冷延焼鈍板の表面を＃６００で研磨し、ビッカース硬度計を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定された方法で表面硬度を測定した。測定時の試験力は９．８０７Ｎであり、５点測定してその平均値を表面硬度とした。
冷延焼鈍板の表面を＃６００で研磨し、ビッカース硬度計を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定された方法で表面硬度を測定した。測定時の試験力は９．８０７Ｎであり、５点測定してその平均値を表面硬度とした。
（４）鋼板表面のＣｕ濃度のカチオン分率の測定
上記冷延焼鈍板から２０ｍｍ角の大きさの試験片を切り出した。リガク製Ｓｐｅｃｔｒｕｍａ ＧＤＡ７５０／グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）を用いて、分析径：４ｍｍ、測定ピッチ：２．５ｍｍ／ｍｉｎ、分析時間：２０ｓｅｃの条件で、表面からＡｒスパッタしながら深さ方向のＣｕ濃度を連続して測定した。測定結果から、カチオン元素を抽出し、カチオン元素の量を存在比率へ換算し、最表層から内部における濃度プロファイルを求めた。求めたプロファイルから、最表層から５ｎｍ部分のＣｕ濃度を表面Ｃｕ濃度と仮定した。図６は、表層Ｃｕ濃度の測定例を示す図である。表層近傍でＣｕが著しく濃化していることがわかる。
上記冷延焼鈍板から２０ｍｍ角の大きさの試験片を切り出した。リガク製Ｓｐｅｃｔｒｕｍａ ＧＤＡ７５０／グロー放電発光分光分析装置（ＧＤＳ）を用いて、分析径：４ｍｍ、測定ピッチ：２．５ｍｍ／ｍｉｎ、分析時間：２０ｓｅｃの条件で、表面からＡｒスパッタしながら深さ方向のＣｕ濃度を連続して測定した。測定結果から、カチオン元素を抽出し、カチオン元素の量を存在比率へ換算し、最表層から内部における濃度プロファイルを求めた。求めたプロファイルから、最表層から５ｎｍ部分のＣｕ濃度を表面Ｃｕ濃度と仮定した。図６は、表層Ｃｕ濃度の測定例を示す図である。表層近傍でＣｕが著しく濃化していることがわかる。
上記測定結果を、表４Ｃ及び表４Ｅ中に示した。表３Ａ、表３Ｂ、表４Ａ〜表４Ｅから、以下のことがわかる。
試験Ｎｏ．２−１〜２−２５の鋼板において、成分範囲が本実施形態の組成に係る条件を満たしているが、他の条件を満たしていない鋼板では、打ち抜き試験２０回目のかえり高さが５０μｍを超えている。試験Ｎｏ．２−１，２−５〜２−８，２−１０，２−１１，２−１３〜２−１５，２−１７〜２−１９，２−２２，２−２４の鋼板は、すべての条件が本実施形態の範囲を満足しており、かえり高さは５０μｍ以下と良好である。
試験Ｎｏ．２−１〜２−２５の鋼板において、成分範囲が本実施形態の組成に係る条件を満たしているが、他の条件を満たしていない鋼板では、打ち抜き試験２０回目のかえり高さが５０μｍを超えている。試験Ｎｏ．２−１，２−５〜２−８，２−１０，２−１１，２−１３〜２−１５，２−１７〜２−１９，２−２２，２−２４の鋼板は、すべての条件が本実施形態の範囲を満足しており、かえり高さは５０μｍ以下と良好である。
試験Ｎｏ．２−２，２−９，２−１２，２−１６，２−２０では、本実施形態の範囲を満足する成分で熱間圧延条件を変化させている。
試験Ｎｏ．２−２，２−９では、熱間圧延時の仕上圧延率が本実施形態の範囲を外れているため、かえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−１２では、熱間圧延において、圧延終了温度が低く、本実施形態の範囲を外れている。このため、表層のＣｕ濃度が低くなっており、かえり高さが大きくなっている。
試験Ｎｏ．２−１６，２−２０では、熱間圧延の巻取温度が本実施形態の範囲を外れている。このため、試験Ｎｏ．２−１６では、鋼板表層のＣｕ濃度が低くなり、試験Ｎｏ．２−２０では、フェライト粒径が３０μｍを超えている。両方ともかえり高さが大きくなっている。
試験Ｎｏ．２−２，２−９では、熱間圧延時の仕上圧延率が本実施形態の範囲を外れているため、かえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−１２では、熱間圧延において、圧延終了温度が低く、本実施形態の範囲を外れている。このため、表層のＣｕ濃度が低くなっており、かえり高さが大きくなっている。
試験Ｎｏ．２−１６，２−２０では、熱間圧延の巻取温度が本実施形態の範囲を外れている。このため、試験Ｎｏ．２−１６では、鋼板表層のＣｕ濃度が低くなり、試験Ｎｏ．２−２０では、フェライト粒径が３０μｍを超えている。両方ともかえり高さが大きくなっている。
試験Ｎｏ．２−３，２−４，２−２１，２−２３は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の冷延板焼鈍の条件を変化させた例である。
試験Ｎｏ．２−３では、冷延板焼鈍後の冷却速度が遅いため、フェライト粒が粗大に粒成長し、かつε−Ｃｕ相が析出した。このため、表層のＣｕ濃度が低下しており、２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−４では、焼鈍温度が低い。このため、表層のＣｕ濃度およびフェライト粒径は実施形態の範囲を満足しているが、表面硬度が高い。このため、かえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−２１では、冷延板焼鈍後の冷却速度が遅く、ε−Ｃｕ相が析出した。このため、表層のＣｕ濃度が低下し２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−２３では、冷延板の最終焼鈍温度が高いため、表面硬度が低下し、２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−３では、冷延板焼鈍後の冷却速度が遅いため、フェライト粒が粗大に粒成長し、かつε−Ｃｕ相が析出した。このため、表層のＣｕ濃度が低下しており、２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−４では、焼鈍温度が低い。このため、表層のＣｕ濃度およびフェライト粒径は実施形態の範囲を満足しているが、表面硬度が高い。このため、かえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−２１では、冷延板焼鈍後の冷却速度が遅く、ε−Ｃｕ相が析出した。このため、表層のＣｕ濃度が低下し２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−２３では、冷延板の最終焼鈍温度が高いため、表面硬度が低下し、２０回目のかえりが大きい。
試験Ｎｏ．２−２５は、成分組成が本実施形態に適合する鋼の最終焼鈍時の酸素濃度を変化させた例である。酸素濃度が低いために酸化スケールが薄くＣｒ酸化物が主体であった。このため、表層付近の元素変化が僅かであり、Ｃｕ濃化が少なくなっている。したがって、かえりが大きくなっている。
試験Ｎｏ．２−２６〜２−４６の鋼板は、成分が本実施形態の範囲を満たしていないため、かえり高さが大きい。
第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、かつ打ち抜き加工時のかえりを小さくできる。このため、第１の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、厨房、家庭用電気機器、器物、コンテナ、医療器具、貯水機の分野に適用することができる。
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、かつ打ち抜き加工時のかえりを小さくできる。このため、第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、医療器具や建築金物の分野に適用することができる。
第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、かつ打ち抜き加工時のかえりを小さくできる。このため、第２の実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、医療器具や建築金物の分野に適用することができる。
Claims (6)
- Ｃ：０．０１６質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０１８質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．１０〜０．５０質量％、Ｓｎ：０．０１〜０．３質量％を含有し、
更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％以下、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに質量％で、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、Ｔａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、及びＧａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む請求項１に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延の終了温度が９００℃以上となる熱間圧延を行い、４５０〜６００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、８００〜９５０℃で前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで、８２０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後６００℃までの温度範囲における冷却速度を３０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる請求項１または請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- Ｃ：０．０２０質量％以下、Ｓｉ：０．８０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｐ：０．０１０〜０．０３５質量％、Ｓ：０．００５質量％以下、Ａｌ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下、Ｃｒ：１５．６〜１７．５質量％、Ｃｕ：０．５０〜２．００質量％、Ｓｎ：０．００１〜０．１質量％を含有し、
更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．０５〜０．４０質量％、及びＮｉ：０．０５〜０．５０質量％から選択される１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼板表面のＣｕ濃度がカチオン分率で１５％以上であり、フェライト粒径が３０μｍ以下であり、表面のビッカース硬さが１４０〜１８０である打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに質量％で、Ｍｏ：０．０１〜０．５０質量％、Ｂ：０．００１質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｗ：０．５０質量％以下、Ｃｏ：０．５０質量％以下，Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．００３質量％以下、Ｚｒ：０．３０質量％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０２質量％以下、Ｔａ：０．５０質量％以下、Ｓｂ：０．００１〜０．３質量％、及びＧａ：０．０００２〜０．１質量％から選択される１種以上を含む請求項４に記載の打ち抜き加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項４または請求項５に記載の成分組成からなる鋼のスラブを１１００℃以上に加熱し、次いで仕上圧延時の圧延率が８０〜９０％、終了温度が９００℃以上の条件で熱間圧延を行い、４００〜５００℃で巻き取り熱延板を得て、次いで、前記熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、次いで８５０℃〜９５０℃の温度でかつ酸素濃度１％以上の雰囲気で最終焼鈍し、その後５００℃までの温度範囲における冷却速度を５０℃／ｓ以上とする冷却を行い、その後酸洗によるデスケールを行う打ち抜き加工性に優れる請求項４または請求項５に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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