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

本発明は、耐食性に優れ、さらに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に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板は、多くのＮｉを含有しないことからオーステナイト系ステンレス鋼板に比較して安価で価格安定性に優れた材料であり、さらに耐発銹性に優れた材料であることから、建築材料、輸送機器、家庭電化製品等の様々な用途に使用されている。特に、オーステナイト系ステンレス鋼板と異なり磁性を有することから、ＩＨ（誘導加熱）方式に対応できる調理器具への適用が増えている。鍋などに代表される調理器具は、その多くが張り出し加工によって成形される。そのため、所定の形状への成形には、十分な伸びが必要となる。
一方、フェライト系ステンレス鋼板には、成形時にしばしば表面に美観を損ねる表面凹凸（リジング）が発生するという問題点がある。表面外観が商品価値を大きく左右する調理器具においては、リジングが発生した場合には、成形の後に凹凸を除去する研磨工程が必要となる。すなわち、大きなリジングが発生すると、製造コストが増加するという課題がある。なお、一般的に、フェライト系ステンレス鋼板には、大きなひずみを加えるほどに、すなわち、厳しい加工を施すほどに、大きなリジングが現れるという傾向がある。
近年、家庭用調理器具の形状の多様化に伴い、従来よりも厳しい加工を施すことが可能であるフェライト系ステンレス鋼板が求められている。すなわち、より高い伸びを有するフェライト系ステンレス鋼板が求められている。一方、家庭用調理器具には、製造コストの低廉化も求められている。すなわち、製造コストの増加を招くリジングが低減されたフェライト系ステンレス鋼板も求められている。これらのことから、より高い伸びを有し、かつ、従来よりも大きなひずみを加えた場合にもリジングが十分に小さいフェライト系ステンレス鋼板が求められている。
上記の課題に対して、例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｃｒ：１１〜３０％、Ｎｉ：０．７％以下を含み、かつ０．０６≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１２、１≦Ｎ／Ｃおよび１．５×１０−３≦（Ｖ×Ｎ）≦１．５×１０−２（Ｃ、Ｎ、Ｖはそれぞれ各元素の質量％を表す）を満たすことを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
また、特許文献２では、重量％で０．１５％以下のＣ、１３〜２５％のＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼板であって、この鋼の熱延板をオーステナイトおよびフェライト相が共存する９３０〜９９０℃の範囲で１０分以内の焼鈍を行うことにより、組織をマルテンサイト相とフェライト相の二相組織とし、次いで、冷間圧延を行い、冷延板を７５０〜８６０℃の範囲で焼鈍することを特徴とする耐リジング性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
また、特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３５％、Ｓｉ：０．２５〜０．４０未満％、Ｍｎ:０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ:１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．０１〜０．０６％を含有し、ＳｉおよびＭｎが２９．５×Ｓｉ−５０×Ｍｎ＋６≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
特許第３５８４８８１号公報 特公昭４７−１８７８号公報 特許第５９０４３１０号公報
特許文献１に開示された発明においては、２０％の予歪みを加えた試験片をもとにリジングが評価されており、より厳しい加工が施された場合のリジングについて十分な評価がなされていない。本発明者らは、特許文献１に記載された手法で複数の鋼板を作製し、後述する方法にて、２３％の予歪みを加えた場合のリジング高さを評価した。しかしながら、いずれの鋼板においても、優れた耐リジング性は得られなかった。
また、特許文献２に開示された発明においては、リジングを評価するために加えた予歪みが記載されていない。本発明者らは、特許文献２に記載された手法で複数の鋼板を作製し、後述するリジング評価方法にて、２３％の予歪みを加えた場合のリジング高さを評価した。その結果、いずれの鋼板においても、優れた耐リジング性は得られなかった。また、当該の発明においては、伸びの評価に用いた試験片の形状が記載されていない。評価に用いる試験片の形状によって、得られる伸びの値が変化する事は公知の事実である。本発明者らは、特許文献２に記載された手法で複数の鋼板を作製し、後述する引張試験方法にて、鋼板の破断伸びを評価した。その結果、いずれの鋼板においても、優れた成形性は得られなかった。
また、特許文献３に開示された発明においては、２０％の予歪みを加えた試験片をもとにリジングが評価されており、より厳しい加工が施された場合のリジングについて十分な評価がなされていない。本発明者らは、特許文献３に記載された手法で複数の鋼板を作製し、後述する方法にて、２３％の予歪みを加えた場合のリジング高さを評価した。しかしながら、いずれの鋼においても、優れた耐リジング性は得られなかった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、耐食性に優れ、さらに成形性および耐リジング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を提供することを目的とする。
なお、「優れた耐食性」とは、次に述べる方法で測定した銹面積率が３０％以下であることを意味する。より好ましくは２０％以下である。耐食性を評価するための腐食試験は、ＪＡＳＯ Ｍ６０９−９１に準拠して実施する。まず、試験方法としては、試験片を、エメリー研磨紙で６００番まで研磨し、水洗後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行う。その後、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サイクルの腐食試験を実施する。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する。
また、「優れた成形性」とは、次に述べる方法で測定した鋼板の破断伸びが２８％以上であることを意味する。より好ましくは３２％以上である。破断伸びを評価するために、まずは圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５度方向（Ｄ方向）、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）をそれぞれ長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠したＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取する。その後、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行い、破断伸び（Ｅｌ）をそれぞれ測定する。得られた破断伸びの三方向平均（（Ｌ＋２Ｄ＋Ｃ）／４、ただし、Ｌ、Ｄ、Ｃは各方向の破断伸び（％））を算出し、鋼板の破断伸びとする。
また、「優れた耐リジング性」とは、次に述べる方法で測定した鋼板表面のリジング高さが３．０μｍ以下であることを意味する。より好ましくは２．５μｍ以下である。さらに好ましくは、２．０μｍ以下である。鋼板表面のリジング高さを測定するために、まず、圧延方向に平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取する。次いで、採取した試験片の表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、２３％の引張ひずみを付与する。次いで、試験片の平行部の研磨面で、圧延方向に直角の方向に、レーザー変位計で表面形状を測定する。測定長は１ラインあたり１６ｍｍであり、０．０５ｍｍ刻みで高さを測定する。また、各ラインの間隔を０．１ｍｍとして、合計５０ライン測定する。得られた各ラインの形状データは、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、それぞれ平滑化およびうねり除去処理を行う。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する。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する。
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。
本発明者らは、上記の課題に対し、耐食性に優れ、さらに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およびその製造方法を検討した。その結果、以下の知見を得た。
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。
具体的には、まず鋼成分のうち、Ｃ含有量を０．０３０％以下とし、かつ、Ｃｒ含有量を１４．４％以下とし、かつ、Ｎ含有量を０．０６０％以下とする。上記成分を有する鋼塊を熱間圧延し、続いてフェライト−オーステナイト二相域となる９００〜１１００℃で熱延板焼鈍を行う。本発明においては、鋼中に含まれるＣｒ量が十分に低いために、この熱延板焼鈍時に、鋼板中に十分量のオーステナイト相が生成する。このオーステナイト相は、熱延板焼鈍後の冷却過程でマルテンサイト相となる。続く冷間圧延にて、上記マルテンサイト相を含んだ状態の熱延焼鈍板を圧延することで、リジングの原因となるコロニー（類似した結晶方位を有する結晶粒群）が破壊され、かつ、フェライト／マルテンサイト粒界に圧延歪みが効率的に付与される。続く冷延板焼鈍にて、本発明においては、上述したように圧延歪みが効率的に付与されているため、さらに、鋼中に含まれるＣｒ量、Ｃ量およびＮ量が十分に低いため、再結晶が促進される。再結晶が促進された効果により、７８０〜８３０℃のフェライト単相域である温度範囲において、冷延板は十分に再結晶し、優れた成形性を有する冷延焼鈍板が得られる。また、上述したコロニー破壊の効果により、その冷延焼鈍板は優れた耐リジング性を有することとなる。
本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
［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。
本発明によれば、耐食性に優れ、さらに成形性と耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
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。
まず、本発明で成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分の含有量の単位である％は、特に断らない限り質量％を意味する。
Ｃ：０．００５〜０．０３０％
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：０．０５〜１．００％
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：０．０５〜１．００％
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：０．０４０％以下
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：０．０３０％以下
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：０．００１〜０．１５０％
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：１０．８〜１４．４％
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：０．０１〜２．５０％
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：０．００５〜０．０６０％
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。
以上の成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで言う不可避的不純物の代表例には、Ｏ（酸素）、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂなどがある。これらの元素のうち、Ｏ（酸素）は０．０２％以下の範囲で含むことができる。その他の元素については、合計で０．１％以下の範囲で含むことができる。
本発明では上述した基本成分の他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
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：０．０１〜０．８０％
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：０．０１〜０．３０％
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：０．０１〜０．５０％
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：０．０１〜０．３０％
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：０．０１〜０．１０％
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：０．０１〜０．１０％
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：０．０１〜０．３０％
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。
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下記式（１）の値が０．０以下である
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：０．０００３〜０．００３０％
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：０．０００５〜０．０１００％
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：０．０００３〜０．００３０％
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：０．０１〜０．２０％
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）：０．００１〜０．１００％
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：０．００１〜０．５００％
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：０．００１〜０．５００％
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。
次に本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適な製造方法について説明する。上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。この鋼素材を１０００℃以上１２００℃以下に加熱後、仕上温度を７００℃以上１０００℃以下の条件で、板厚２．０〜６．０ｍｍになるように熱間圧延する。こうして作製した熱延板を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して酸洗を行い、次に、冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて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。冷延板焼鈍後には、酸洗ラインにて酸洗を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷延焼鈍酸洗板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
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
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。
その後、熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする。なお、冷間圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。一例として、冷間圧延では、総圧下率を４０〜９０％とする冷間圧延を施すことができる。
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
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。
表１のＮｏ．１−１〜１−３に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊に溶製した後、１０５０℃の温度に加熱して熱間圧延を行って板厚４．０ｍｍの熱延板を得た。
上述した各熱延板を５枚に分割し、その内の４枚を、大気中において、表１に示す８３０〜１２００℃の各温度にて２０秒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。
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。
得られたそれぞれの冷間圧延用素材は、その後、冷間圧延で板厚：１．０ｍｍの冷延板とした。得られた冷延板に対して、大気雰囲気中において８００℃で２０秒間焼鈍し、冷延焼鈍板を得た。得られた冷延焼鈍板は、通常の方法で酸洗し、フェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍酸洗板を得た。
＜耐食性＞
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。
＜成形性＞
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。
＜耐リジング性＞
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。
得られた結果を表１に示す。熱延板を９００℃以上１１００℃以下の温度範囲で５秒〜１５分間保持した熱延板焼鈍を行った発明例は、いずれも耐食性の評価が「○」または「□」であり、かつ、成形性の評価が「○」であり、かつ、耐リジング性の評価が「◇」または「○」であり、耐食性に優れるとともに、成形性と耐リジング性に優れることが分かった。
いずれの成分組成を有する鋼においても、熱延板の焼鈍温度が９００℃未満の条件や熱延板の焼鈍温度が１１００℃超の条件の比較例においては、冷間圧延用素材に十分な面積率にてマルテンサイト相が含まれないため、冷間圧延によってコロニーが分断されず、耐リジング性が劣っていた。
Figure 0006432701
表２のＮｏ．２−１〜２−５７に示す成分組成を有する冷延焼鈍酸洗板を、実施例１に示した製造条件にて作製した。ただし、熱延板の焼鈍条件は、大気雰囲気中において、１０００℃で２０秒間焼鈍する条件とした。これらの冷延焼鈍酸洗板を、実施例１に示した各試験に供し、耐食性、成形性、および耐リジング性を評価した。
得られた結果を表２に示す。
Figure 0006432701
発明例は、耐食性の評価が「○」または「□」であり、かつ、成形性の評価が「○」または「□」であり、かつ、耐リジング性の評価が「◇」または「○」または「□」であり耐食性に優れるとともに、成形性と耐リジング性に優れることが分かった。
試験Ｎｏ．２−３５の比較例は、Ｃｒ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．２−３６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。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、さらに成形性と耐リジング性に優れるので、家庭用調理器具をはじめとして、家電製品用部品、事務用品用部品、自動車内装用部品、自動車排気用配管、建材などの用途に対して好適に使用することができる。

Claims (6)

  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、
    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。
  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、請求項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、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。
  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、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。
  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、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。
  6. 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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