JP6432701B2 - 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
なお、従来の耐リジング性評価には、15%あるいは20%の引張ひずみを付与した試験片が多く用いられている。しかしながら、本発明は、従来よりも複雑な形状へ加工される用途を想定している。そのため、厳しい加工が行われた場合、すなわち、従来よりも多くのひずみが付与された場合を想定し、試験片に付与する引張ひずみを23%として評価した。
適切な成分のフェライト系ステンレス鋼に対して、熱間圧延後、冷間圧延する前に、フェライト相とオーステナイト相との二相域となる好適な温度域で焼鈍を行い、さらに、冷間圧延後の鋼板を適切な温度範囲で適切な時間焼鈍することで、成形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が得られる。
[1]質量%で、
C:0.005〜0.030%、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜1.00%、
P:0.040%以下、
S:0.030%以下、
Al:0.001〜0.150%、
Cr:10.8〜14.4%、
Ni:0.01〜2.50%、および
N:0.005〜0.060%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
破断伸びが28%以上であり、圧延方向に23%の引張歪みを付与した鋼板表面のリジング高さが3.0μm以下であることを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板。
[2]さらに、質量%で、
Co:0.01〜0.50%、
Cu:0.01〜0.80%、
Mo:0.01〜0.30%、および
W:0.01〜0.50%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする、[1]に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
[3]さらに、質量%で、
Ti:0.01〜0.30%、
V:0.01〜0.10%、
Zr:0.01〜0.10%、および
Nb:0.01〜0.30%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、かつ、
下記式(1)の値が0.0以下であることを特徴とする、[1]または[2]に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
54×(Ti+V+Zr+Nb)−5×Mn−19×Ni+1.0 ・・・式(1)
ただし、上記式(1)における各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。
[4]さらに、質量%で、
B:0.0003〜0.0030%、
Mg:0.0005〜0.0100%、
Ca:0.0003〜0.0030%、
Y:0.01〜0.20%、および
REM(希土類金属):0.001〜0.100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする、[1]〜[3]のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
[5]さらに、質量%で、
Sn:0.001〜0.500%、および
Sb:0.001〜0.500%
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする、[1]〜[4]のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
[6]上記[1]〜[5]のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を900℃以上1100℃以下の温度範囲で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を780℃以上830℃以下の温度範囲で5秒〜5分間保持する冷延板焼鈍を行う工程と、
を含むことを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、質量%で、C:0.005〜0.030%、Si:0.05〜1.00%、Mn:0.05〜1.00%、P:0.040%以下、S:0.030%以下、Al:0.001〜0.150%、Cr:10.8〜14.4%、Ni:0.01〜2.50%、およびN:0.005〜0.060%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、破断伸びが28%以上であり、圧延方向に23%の引張歪みを付与した鋼板表面のリジング高さが3.0μm以下であり、耐食性、成形性および耐リジング性に優れる。
Cは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Cは、熱延板焼鈍時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。この効果はC含有量を0.005%以上にすることで得られる。しかし、C含有量が0.030%を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、C含有量は0.005〜0.030%とする。好ましくは、C含有量は0.007〜0.020%である。さらに好ましくは、C含有量は0.010〜0.015%である。
Siは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Si含有量を0.05%以上にすることで得られる。しかし、Si含有量が1.00%を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。さらに、熱延板焼鈍時に生成するオーステナイト相が減少し、耐リジング性が低下する。従って、Si含有量は0.05〜1.00%とする。好ましくは、Si含有量は0.07〜0.50%である。より好ましくは、Si含有量は0.10%以上0.40%未満である。さらに好ましくは、Si含有量は0.20%以上0.30%未満である。
Mnには、脱酸作用がある。さらに、Mnは、熱延板焼鈍時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。これらの効果は、Mn含有量を0.05%以上にすることで得られる。しかし、Mn含有量が1.00%を超えるとMnSの析出および粗大化が促進され、このMnSが発銹の起点となって耐食性が低下する。従って、Mn含有量は0.05〜1.00%とする。好ましくは、Mn含有量は0.10〜0.80%である。さらに好ましくは、Mn含有量は0.15〜0.60%である。
Pは耐食性を低下させる元素である。また、Pは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、P含有量は可能な限り低いほうが望ましく、0.040%以下とする。好ましくは、P含有量は0.030%以下である。
SはMnと析出物MnSを形成する。このMnSは食孔の起点となり、耐食性の低下を招く。よって、S含有量は低いほうが望ましく、0.030%以下とする。好ましくは、S含有量は0.020%以下である。
Alは、脱酸のために有効な元素である。この効果は、Al含有量が0.001%以上で得られる。しかし、Al含有量が0.150%を超えると鋼が硬質化し成形性が低下する。従って、Al含有量は0.001〜0.150%とする。好ましくは、Al含有量は0.005〜0.100%とする。さらに好ましくは、Al含有量は0.010〜0.050%である。
Crは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Cr含有量が10.8%未満では十分な耐食性が得られない。一方、Cr含有量が14.4%を超えると、熱延板焼鈍工程において鋼中にオーステナイト相が十分に生成せず、耐リジング性が低下し、さらに鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Cr含有量は10.8〜14.4%とする。好ましくは、Cr含有量は11.0〜14.0%の範囲である。より好ましくは、Cr含有量は11.5〜13.5%の範囲である。さらに好ましくは、Cr含有量は12.0〜13.0%である。
Niは、低pH環境において、活性溶解を抑制する元素である。鋼板同士が重ね合わせになった、いわゆる隙間構造部においては、腐食を引き起こしやすい低pH環境が形成されることがある。また、上述した鋼板同士の間に形成される隙間構造部以外においても、鋼板の発銹を招く塩化物イオンを含む水溶液が鋼板上にて濃化し、水溶液中から塩が析出し、析出塩と鋼板の間に隙間構造が形成され、腐食を引き起こしやすい低pH環境が形成されることがある。Niは、そのような環境における腐食の進行を抑制して、鋼の耐食性を向上させる。すなわちNiは、耐隙間腐食性に効果が高く、活性溶解状態における腐食の進行を顕著に抑制して耐食性を向上させる。さらに、Niは、熱延板焼鈍時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。
この効果は、Ni含有量が0.01%以上で得られる。一方、2.50%を超えると鋼が硬質化してその成形性が低下する。従って、Ni含有量は0.01〜2.50%とする。好ましくは、Ni含有量は0.03〜1.20%である。より好ましくは、Ni含有量は0.05〜0.80%である。さらに好ましくは、Ni含有量は0.10〜0.25%である。
Nは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。さらに、Nは、熱延板焼鈍時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。この効果はN含有量を0.005%以上にすることで得られる。しかし、N含有量が0.060%を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、N含有量は0.005〜0.060%とする。好ましくは、N含有量は0.007〜0.020%とする。さらに好ましくは、N含有量は0.010〜0.015%である。
Coは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる元素である。一方、過剰に含有すると、その効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Coを含有する場合は、Co含有量を0.01〜0.50%とすることが好ましい。より好ましくは、Co含有量は0.01〜0.30%である。さらに好ましくは、Co含有量は0.01〜0.10%である。
Cuは不働態皮膜を強化し、耐食性を向上させる元素である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下するとともに、ε−Cuが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Cuを含有する場合は、Cu含有量を0.01〜0.80%とすることが好ましい。より好ましくは、Cu含有量は0.15〜0.60%である。さらに好ましくは、Cu含有量は0.40〜0.45%である。
Moには、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Moを含有する場合は、Mo含有量を0.01〜0.30%とすることが好ましい。より好ましくは、Mo含有量は0.01〜0.20%である。さらに好ましくは、Mo含有量は0.01〜0.10%である。
Wは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性の向上させる元素である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Wを含有する場合は、W含有量を0.01〜0.50%とすることが好ましい。より好ましくは、W含有量は0.03〜0.30%である。さらに好ましくは、W含有量は0.05〜0.10%である。
Tiは、CおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Cおよび固溶Nを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰に含有すると、熱延板焼鈍工程におけるオーステナイト相の生成を阻害し、耐リジング性が低下する。そのため、Tiを含有する場合は、Ti含有量を0.01〜0.30%とすることが好ましい。より好ましくは、Ti含有量は0.01〜0.10%である。さらに好ましくは、Ti含有量は0.02〜0.08%である。
Vは、CおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Cおよび固溶Nを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰に含有すると、熱延板焼鈍工程におけるオーステナイト相の生成を阻害し、耐リジング性が低下する。そのため、Vを含有する場合は、V含有量を0.01〜0.10%とすることが好ましい。より好ましくは、V含有量は0.02〜0.08%である。さらに好ましくは、V含有量は0.03〜0.05%である。
Zrは、CおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Cおよび固溶Nを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰に含有すると、熱延板焼鈍工程におけるオーステナイト相の生成を阻害し、耐リジング性が低下する。そのため、Zrを含有する場合は、Zr含有量を0.01〜0.10%とすることが好ましい。より好ましくは、Zr含有量は0.02〜0.08%である。さらに好ましくは、Zr含有量は0.03〜0.05%である。
Nbは、CおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Cおよび固溶Nを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰に含有すると、熱延板焼鈍工程におけるオーステナイト相の生成を阻害し、耐リジング性が低下する。そのため、Nbを含有する場合は、Nb含有量を0.01〜0.30%とすることが好ましい。より好ましくは、Nb含有量は0.01〜0.10%である。さらに好ましくは、Nb含有量は0.02〜0.08%である。
54×(Ti+V+Zr+Nb)−5×Mn−19×Ni+1.0 ・・・式(1)
ただし、上記式(1)における各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。
本発明を実施するにあたり、Ti、V、Zr、Nbのうちから選んだ1種または2種以上を含有する場合には、優れた耐リジング性を得るためには、各元素の含有量が上述の範囲を満たすとともに、上記式(1)の値を0.0以下とすることが必要である。
上述したように、Ti、V、Zr、Nbには、熱延板焼鈍工程におけるオーステナイト相の生成を阻害する作用がある。一方、これらの元素を含有する場合にも、オーステナイト相の生成を促進するMnおよびNiの含有量を十分に高めることで、熱延板焼鈍工程において鋼中に十分量のオーステナイト相を生成させることができる。
すなわち、Ti、V、Zr、Nbのうちから選んだ1種または2種以上を含有する場合には、式(1)の値が0.0以下となるように鋼成分を調整することで、熱延板焼鈍時に十分量のオーステナイト相を熱延板中に生成させ、熱延焼鈍板中に十分量のマルテンサイト相を存在させることが可能となり、冷延工程においてコロニーの破壊を十分として、冷延焼鈍板に優れた耐リジング性を付与する事ができる。一方、式(1)の値が0.0を超える場合、熱延板焼鈍時に十分量のオーステナイト相が熱延板中に生成せず、熱延焼鈍板中に十分量のマルテンサイト相が存在しないこととなり、冷延工程においてコロニーの破壊が不十分となり、冷延焼鈍板の耐リジング性が劣る事となる。
Bは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。一方、過剰に含有すると熱間加工性が低下する。そのため、Bを含有する場合は、B含有量を0.0003〜0.0030%とすることが好ましい。より好ましくは、B含有量は0.0005〜0.0020%である。
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。一方、過剰に含有すると鋼の靱性が低下して生産性が低下する。そのため、Mgを含有する場合は、Mg含有量を0.0005〜0.0100%とすることが好ましい。より好ましくは、Mg含有量は0.0005〜0.0050%である。さらに好ましくは、Mg含有量は0.0010〜0.0030%である。
Caは、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰に含有すると鋼の靱性が低下して生産性が低下し、さらに、CaSの析出により耐食性が低下する。そのため、Caを含有する場合は、Ca含有量を0.0003〜0.0030%とすることが好ましい。より好ましくは、Ca含有量は0.0010〜0.0020%である。
Yは、溶鋼の粘度を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Yを含有する場合は、Y含有量を0.01〜0.20%とすることが好ましい。より好ましくは、Y含有量は0.01〜0.10%である。
REM(希土類金属:La、Ce、Ndなどの原子番号57〜71の元素)は、耐高温酸化性を向上させる元素である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに、熱間圧延の際に表面欠陥が生じ、生産性が低下する。そのため、REMを含有する場合は、REM含有量を0.001〜0.100%とすることが好ましい。より好ましくは、REM含有量は0.005〜0.05%である。
Snは、圧延時における変形帯生成の促進によるリジング向上に効果的である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに成形性が低下する。そのため、Snを含有する場合は、Sn含有量を0.001〜0.500%とすることが好ましい。より好ましくは、Sn含有量は0.003〜0.200%である。
Sbは、圧延時における変形帯生成の促進によるリジング向上に効果的である。一方、過剰に含有するとその効果は飽和し、さらに成形性が低下する。そのため、Sbを含有する場合は、Sb含有量を0.001〜0.500%とすることが好ましい。より好ましくは、Sb含有量は0.003〜0.200%である。
熱延板焼鈍温度が900℃未満であると、フェライト単相域あるいはそれに近い温度域での焼鈍となり、熱延板中に十分な量のオーステナイト相が生成しない。一方、熱延板焼鈍温度が1100℃を超えた場合にも、フェライト単相域あるいはそれに近い温度域での焼鈍となり、熱延板中に十分な量のオーステナイト相が生成しない。
また、熱延板焼鈍で保持する時間が5秒未満であると、熱延板焼鈍の間に熱延板中に十分量のオーステナイト相が生成しない。一方、熱延板焼鈍で保持する時間が15分超えであると、熱延板焼鈍の間に結晶粒が粗大となり、その後の冷延焼鈍にて得られる冷延焼鈍板の結晶粒の粗大化を招く。このような組織は、加工時に、オレンジピールと呼ばれるリジングとは異なる肌荒れを招くことになる。
よって、本発明では、900℃以上1100℃以下の温度範囲で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板を得る。好ましくは、950℃以上1050℃以下の温度範囲で20秒〜1分間保持する熱延板焼鈍を行う。
冷延板焼鈍温度が780℃未満であると、鋼板中に未再結晶組織が残存する事となり、十分な成形性が得られない。一方、冷延板焼鈍温度が830℃超えであると、焼鈍時に鋼中にオーステナイト相が生成し、焼鈍後の組織にマルテンサイト相が存在する事となり、十分な成形性が得られない。
また、冷延板焼鈍で保持する時間が5秒未満であると、冷延板に含まれるマルテンサイト相の一部が焼鈍時に分解せず、焼鈍後の組織にマルテンサイト相が存在する事となり、十分な成形性が得られない。
一方、冷延板焼鈍で保持する時間が5分超えであると、冷延板焼鈍の間に結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍後の鋼板の加工時に、オレンジピールと呼ばれるリジングとは異なる肌荒れを招くこととなる。
よって、本発明では、780℃以上830℃以下の温度範囲で5秒〜5分間保持する冷延板焼鈍を行う。好ましくは、790℃以上810℃以下の温度範囲で20秒〜1分間保持する冷延板焼鈍を行う。
また、各熱延板を分割した残り1枚は、大気雰囲気中において、800℃で8時間焼鈍して熱延焼鈍板とし、表裏両面の研削を行ってスケールを除去して、冷間圧延用素材とした。
上記製造した冷延焼鈍酸洗板から、せん断加工により長さ80mm×幅60mmの鋼板を切出した後、エメリー研磨紙で表面を600番まで研磨し、水洗後、エタノール中にて5分間の超音波脱脂を行い試験片を得た。得られた試験片に対してJASO M609−91に準拠し腐食試験を実施し、耐食性を評価した。試験片は、端部と裏面をビニールテープで覆った後、長さ方向を縦にして、傾き:60°で試験装置内へ設置した。1サイクルを塩水噴霧(5質量%NaCl水溶液、35℃)2h→乾燥(60℃、相対湿度40%)4h→湿潤(50℃、相対湿度95%以上)2hとし、3サイクル実施した。試験後、腐食面を外観撮影し、試験片中心の30mm×30mmの領域について、得られた写真から画像解析にて銹面積率を算出した。銹面積率が20%以下であったものを「○」(合格:優れている)、20%超〜30%以下であったものを「□」(合格)、30%よりも大きかったものを「▲」(不合格)と評価した。
さらに、上記製造した冷延焼鈍酸洗板から、JIS Z 2241に規定される13B号試験片を、圧延方向(L方向)、圧延方向に対して45度方向(D方向)、および、圧延方向に対して直角方向(C方向)が試験片の長手となるようにそれぞれ採取し、同規格に準拠して常温で引張試験を行い、成形性を評価した。破断時全伸び(%)の三方向平均((L+2D+C)/4、ただし、L、D、Cは各方向の破断伸び(%))が32%以上であるものを「○」(合格:優れている)、32%未満28%以上であるものを「□」(合格)、28%未満であるものを「▲」(不合格)とした。
さらに、上記製造した冷延焼鈍酸洗板から、JIS Z 2241に規定される5号試験片を、圧延方向が試験片の長手となるように採取し、その表面を#600のエメリーペーパーを用いて研磨した後、引張試験を同規格に準拠して行い、23%の引張ひずみを付与した。その後、その試験片の平行部中央の研磨面で圧延方向に直角の方向に、レーザー変位計を用いて表面形状を測定した。測定長は1ラインあたり16mm、0.05mm刻みで高さを測定した。また、ハイカットフィルター波長0.8mm、ローカットフィルター波長8mmとしたHanning窓関数型のFIR(Finite Impulse Response)バンドパスフィルターを用いて、平滑化およびうねり除去処理を行った。その後、処理を行った各ラインの形状データをもとに、各ラインの両端それぞれ2mm分のデータを排除して、JIS B 0601(2001年)で規定される算術平均うねりWaを各ラインにて測定した。なお、各ラインの間隔は0.1mmとして、合計50ライン測定した。そして、この算術平均うねりWaの50ラインの平均値を、鋼板表面のリジング高さとし、耐リジング性を評価した。
リジング高さが2.0μm以下の場合を「◇」(合格:特に優れている)、2.0μm超2.5μm以下の場合を「○」(合格:優れている)、2.5μm超3.0μm以下の場合を「□」(合格)、3.0μm超の場合を「▲」(不合格)とした。
試験No.2−36の比較例は、Crの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−37の比較例は、Niの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、耐食性が劣っていた。
試験No.2−38の比較例は、Niの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、成形性が劣っていた。
試験No.2−39、2−41の比較例は、それぞれCとNとの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−40、2−42の比較例は、それぞれCとNとの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、成形性が劣っていた。
試験No.2−43の比較例は、Siの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、成形性と耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−44の比較例は、Crの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−52の比較例は、Tiの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−53、2−54、2−56の比較例は、式(1)の値が0.0を超えているため、耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−55の比較例は、Crの含有量が本発明の成分範囲よりも低く、さらに、式(1)の値が0.0を超えているため、耐食性と耐リジング性が劣っていた。
試験No.2−57の比較例は、Nbの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、耐リジング性が劣っていた。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.005〜0.030%、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.05〜1.00%、
P:0.040%以下、
S:0.030%以下、
Al:0.001〜0.150%、
Cr:10.8〜14.4%、
Ni:0.01〜2.50%、および
N:0.005〜0.060%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
銹面積率が30%以下であり、破断伸びが28%以上であり、圧延方向に23%の引張歪みを付与した鋼板表面のリジング高さが3.0μm以下であることを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量%で、
Co:0.01〜0.50%、
Cu:0.01〜0.80%、
Mo:0.01〜0.30%、および
W:0.01〜0.50%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量%で、
Ti:0.01〜0.30%、
V:0.01〜0.10%、
Zr:0.01〜0.10%、および
Nb:0.01〜0.30%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有し、かつ、
下記式(1)の値が0.0以下であることを特徴とする、請求項1または2に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
54×(Ti+V+Zr+Nb)−5×Mn−19×Ni+1.0 ・・・式(1)
ただし、上記式(1)における各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。 - さらに、質量%で、
B:0.0003〜0.0030%、
Mg:0.0005〜0.0100%、
Ca:0.0003〜0.0030%、
Y:0.01〜0.20%、および
REM(希土類金属):0.001〜0.100%
のうちから選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1〜3のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - さらに、質量%で、
Sn:0.001〜0.500%、および
Sb:0.001〜0.500%
のうちから選んだ1種または2種を含有することを特徴とする、請求項1〜4のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 請求項1〜5のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を900℃以上1100℃以下の温度範囲で5秒〜15分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を780℃以上830℃以下の温度範囲で5秒〜5分間保持する冷延板焼鈍を行う工程と、
を含むことを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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