JP6648125B2 - 高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に係り、より詳しくは、自動車及び一般ホース用ファスナー（Ｆａｓｔｅｎｅｒ）の用途で使用できるように高強度を維持しながら、高延性を有するフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板より安価で熱膨張率が低くて、表面光沢、成形性及び耐酸化性が良好で、耐熱器具、流し台の上板、外装材、家電製品、電子部品などに広く使われている。
自動車または一般のホースなどに使われるファスナー（Ｆａｓｔｅｎｅｒ）は、プラスチックホースまたはパイプを締結する部分である。よって、高い強度が必要であり、ベンディングの際にクラックが発生してはならないため、延性も同時に優れていなければならない。また、室内だけでなく自動車などの室外環境で使われ、耐蝕性が要求されるので、ステンレス鋼板が素材としてその使用量が増している状況である。
自動車または一般のホースなどに使われるファスナー（Ｆａｓｔｅｎｅｒ）は、プラスチックホースまたはパイプを締結する部分である。よって、高い強度が必要であり、ベンディングの際にクラックが発生してはならないため、延性も同時に優れていなければならない。また、室内だけでなく自動車などの室外環境で使われ、耐蝕性が要求されるので、ステンレス鋼板が素材としてその使用量が増している状況である。
一般的に製造される４１０ＵＦのようなユーティリティーフェライト（Ｕｔｉｌｉｔｙ Ｆｅｒｒｉｔｅ）の場合、クロム（Ｃｒ）の含有量が１２％の水準で耐蝕性が劣るし、延伸率も低くてファスナー用としては使うことができない。よって、相対的にクロム（Ｃｒ）の含有量が高い４３０系を素材として使うことを試みているが、引張強度が低いため、ファスナーとして使うには強度が低い問題点がある。特に、ファスナーとして使うためには、引張強度（ＴＳ）５２０ＭＰａ以上、降伏強度（ＹＳ）２０５ＭＰａ以上、延伸率（Ｅｌ）２２％以上、表面も２００未満を満たす必要がある。このためには、成分系の開発及び製造工程の最適化が先行されなければならない。
４３０系で代表されるフェライト系ステンレス鋼での主な品質改善理由は、リッジング（Ｒｉｄｇｉｎｇ）改善、オレンジピール（Ｏｒａｎｇｅ Ｐｅｅｌ）改善であり、成形時の面内異常性改善と関連する先行特許技術が多数存在するが、自動車及び一般ホースのファスナーの用途で使えるように高強度、高延性を同時に満たすことができる成分系の検討、最適化の技術開発は、緊急の課題である。
本発明は、このような問題点を解決するためになされたものであって、本発明の目的は、ファスナー用として使えるように、炭素（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）及び窒素（Ｎ）などの基本成分系の含量調節、及び、熱延後、焼鈍による微細組織の制御を行い高強度、高延性が確保できる、フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明による高強度、高延性のフェライトステンレス鋼板は、ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり
Γ＝２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上で、
熱延焼鈍後鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比Ω＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５であることを特徴とする
Γ＝２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上で、
熱延焼鈍後鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比Ω＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５であることを特徴とする
前記熱延及び焼鈍後の鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の硬度（Ｈｖ）が厚さ全範囲で１６０〜１９０であることを特徴とする。
また、本発明の一実施形態による高強度、高延性のフェライトステンレス鋼板は、
ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
Γ＝２＊［Ｓｉ］＋１０（［Ｃ］＋［Ｎ］）値が２．２以上で、
ξ＝［ＴＳ（ＭＰａ）］＋１０［ＥＬ（％）］値が７８０以上を満足し、
引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
Γ＝２＊［Ｓｉ］＋１０（［Ｃ］＋［Ｎ］）値が２．２以上で、
ξ＝［ＴＳ（ＭＰａ）］＋１０［ＥＬ（％）］値が７８０以上を満足し、
引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
前記冷延焼鈍に続いて行われる光輝焼鈍後、鋼板表面に形成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層に含まれたＳｉの最大濃度が２０ｗｔ％以上であることを特徴とする。
前記フェライトステンレス鋼板は、１０＊〔Ａ（％）〕＋１０００＊〔Ｂ（ｗｔ％）〕値が６．５以上であることを特徴とする。
ここで、Ａ：１０００℃での平衡オーステナイト分率、Ｂ：オーステナイト内に存在する平衡炭素濃度を示す。
ここで、Ａ：１０００℃での平衡オーステナイト分率、Ｂ：オーステナイト内に存在する平衡炭素濃度を示す。
また、本発明の一実施形態による高強度、高延性のフェライトステンレス鋼板の製造方法は、ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含み、２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上のスラブを製造し、前記スラブを熱間圧延、熱延焼鈍、冷間圧延、及び冷延焼鈍を実施するが、前記熱延焼鈍後の鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比（下記のΩ）の値が０．２〜０．５を満たすことを特徴とする。
前記熱延焼鈍は、熱延鋼板を７８０〜８５０℃の温度範囲で３〜５時間バッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）することを特徴とする。
前記光輝焼鈍を経た鋼板の引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以上で、ξ＝〔ＴＳ（ＭＰａ
）〕＋１０〔ＥＬ（％）〕値が７８０以上であることを特徴とする。
）〕＋１０〔ＥＬ（％）〕値が７８０以上であることを特徴とする。
前記冷間圧延後で８００〜９００℃の範囲で光輝焼鈍を実施し、鋼板表面に形成された
Ｓｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層に含まれたＳｉの最大濃度が２０ｗｔ％以上になるようにすることを特徴とする。
Ｓｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層に含まれたＳｉの最大濃度が２０ｗｔ％以上になるようにすることを特徴とする。
本発明による高強度、高延伸のフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法によれば、成分系の調整によって５２０ＭＰａ以上の水準の引張強度を維持しながらも、延伸率が向上されて高強度、高延伸の特性をいずれも良好に維持し、表面のケイ素、クロム酸化物の不動態膜による耐蝕性が向上したフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
ここで使われる専門用語は、単に特定実施形態を言及するためであって、本発明を限定することを意図しない。ここで使われる単数型は、文句がそれと明白に反対の意味を示さない限り複数型も含む。明細書で使われる「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及び／または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び／または群の存在や付加を除くものではない。
別途に定義はしていないが、ここで使われる技術用語及び科学用語を含む全ての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解するものと同じ意味を有する。普段使われる辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に符合する意味を有するものとして解釈され、定義されない限り理想的、または非常に公式的意味として解釈されない。
別途に定義はしていないが、ここで使われる技術用語及び科学用語を含む全ての用語は、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が一般的に理解するものと同じ意味を有する。普段使われる辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示されている内容に符合する意味を有するものとして解釈され、定義されない限り理想的、または非常に公式的意味として解釈されない。
以下、添付の図面を参照して本発明の望ましい実施形態による高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板について説明する。
本発明によるステンレス鋼板は、重量パーセント（ｗｔ％）で、炭素（Ｃ）：０．０６５〜０．０９％、窒素（Ｎ）：０．０３５〜０．０６％、シリコーン（Ｓｉ）：０．６〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．７０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．００５％、クロム（Ｃｒ）：１５．０〜１７．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．００１〜０．５０％、銅（Ｃｕ）：０．００１〜０．５０％、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、Γ＝２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上で、熱延焼鈍後の鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織がΩ＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５であることを特徴とする。
本発明によるステンレス鋼板は、重量パーセント（ｗｔ％）で、炭素（Ｃ）：０．０６５〜０．０９％、窒素（Ｎ）：０．０３５〜０．０６％、シリコーン（Ｓｉ）：０．６〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．７０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．００５％、クロム（Ｃｒ）：１５．０〜１７．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．００１〜０．５０％、銅（Ｃｕ）：０．００１〜０．５０％、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、Γ＝２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上で、熱延焼鈍後の鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織がΩ＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５であることを特徴とする。
以下、成分系の限定理由を説明する。特に言及しない限り、成分の含量範囲は重量パーセント（ｗｔ％）である。
炭素（Ｃ）：０．０６５〜０．０９％
炭素（Ｃ）はバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）過程において、（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６、（Ｃｒ，Ｆｅ）７Ｃ３の炭化物で析出され、強度を向上させることができる成分である。ただし、鋼板内に過量が添加される場合は、延伸率を低下させて製品の加工性を顕著に低下させるので、前記範囲に限定する。
窒素（Ｎ）：０．０３５〜０．０６％
窒素（Ｎ）は炭素と同様、不純物元素として存在し、炭素とともにバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）過程でＣｒ２Ｎ窒化物として析出され、強度を向上させることができる成分である。ただし、鋼板内に過量が添加される場合には、加工性を損なうだけでなく、冷延製品のストレッチャーストレーンの原因になるので、前記範囲に限定する。
炭素（Ｃ）：０．０６５〜０．０９％
炭素（Ｃ）はバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）過程において、（Ｃｒ，Ｆｅ）２３Ｃ６、（Ｃｒ，Ｆｅ）７Ｃ３の炭化物で析出され、強度を向上させることができる成分である。ただし、鋼板内に過量が添加される場合は、延伸率を低下させて製品の加工性を顕著に低下させるので、前記範囲に限定する。
窒素（Ｎ）：０．０３５〜０．０６％
窒素（Ｎ）は炭素と同様、不純物元素として存在し、炭素とともにバッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）過程でＣｒ２Ｎ窒化物として析出され、強度を向上させることができる成分である。ただし、鋼板内に過量が添加される場合には、加工性を損なうだけでなく、冷延製品のストレッチャーストレーンの原因になるので、前記範囲に限定する。
ケイ素（Ｓｉ）：０．６〜１．０％
ケイ素（Ｓｉ）は製鋼の際に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素である。通常、ステンレス鋼内に多量含有されると、材質の硬化を起こして延性を低下させるため、０．４％以下と管理する。しかし、本発明では自動車ファスナーの素材として使用されるためには、ケイ素を最適に使う必要がある。本発明ではケイ素の含量を増やし、高溶鋼化効果によって引張強度及び降伏強度を向上させたし、過度に添加する場合、延伸率が減少するので、前記範囲に限定する。
マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定化元素であって、ローピング及びリッジングを抑制する役割をする。過度に含有される場合、溶接の際にマンガン系ガスが発生してＭｎＳ相析出の原因となり、延伸率を低下させるので、前記範囲に限定する。
ケイ素（Ｓｉ）は製鋼の際に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素である。通常、ステンレス鋼内に多量含有されると、材質の硬化を起こして延性を低下させるため、０．４％以下と管理する。しかし、本発明では自動車ファスナーの素材として使用されるためには、ケイ素を最適に使う必要がある。本発明ではケイ素の含量を増やし、高溶鋼化効果によって引張強度及び降伏強度を向上させたし、過度に添加する場合、延伸率が減少するので、前記範囲に限定する。
マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト安定化元素であって、ローピング及びリッジングを抑制する役割をする。過度に含有される場合、溶接の際にマンガン系ガスが発生してＭｎＳ相析出の原因となり、延伸率を低下させるので、前記範囲に限定する。
リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３５％
リンは、酸洗浄の際に粒界腐蝕を起こしたり、熱間加工性を阻害するので、その含量を前記範囲に限定する。
硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．００５％
硫黄（Ｓ）は、結晶粒界に偏析されて熱間加工性を阻害するので、その含量を前記範囲に限定する。
クロム（Ｃｒ）：１５．０〜１７．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐蝕性を向上させるために添加する合金元素であって、クロムの臨界含量は１２ｗｔ％である。ただし、炭素及び窒素が含有されたステンレス鋼は粒界腐蝕が起きることがあり、粒界腐蝕の可能性及び製造単価の増加を考慮し、その含量を前記範囲に限定する。
リンは、酸洗浄の際に粒界腐蝕を起こしたり、熱間加工性を阻害するので、その含量を前記範囲に限定する。
硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．００５％
硫黄（Ｓ）は、結晶粒界に偏析されて熱間加工性を阻害するので、その含量を前記範囲に限定する。
クロム（Ｃｒ）：１５．０〜１７．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐蝕性を向上させるために添加する合金元素であって、クロムの臨界含量は１２ｗｔ％である。ただし、炭素及び窒素が含有されたステンレス鋼は粒界腐蝕が起きることがあり、粒界腐蝕の可能性及び製造単価の増加を考慮し、その含量を前記範囲に限定する。
ニッケル（Ｎｉ）：０．００１〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、銅、マンガンとともにオーステナイト安定化元素であって、オーステナイト分率を増加させてローピング及びリッジングを抑制する効果があり、微量添加することで耐蝕性を向上させる役割をするが、過度に添加する場合は加工性が劣化し、製造単価が増加するので、その含量を前記範囲に限定する。
銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は、ニッケル、マンガンとともにオーステナイト安定化元素であって、オーステナイト分率を増加させてローピング及びリッジングを抑制する効果があり、微量添加することで耐蝕性を向上させる役割をするが、過度に添加する場合は加工性が劣化し、製造単価が増加するので、その含量を前記範囲に限定する。
ニッケル（Ｎｉ）は、銅、マンガンとともにオーステナイト安定化元素であって、オーステナイト分率を増加させてローピング及びリッジングを抑制する効果があり、微量添加することで耐蝕性を向上させる役割をするが、過度に添加する場合は加工性が劣化し、製造単価が増加するので、その含量を前記範囲に限定する。
銅（Ｃｕ）：０．０１〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は、ニッケル、マンガンとともにオーステナイト安定化元素であって、オーステナイト分率を増加させてローピング及びリッジングを抑制する効果があり、微量添加することで耐蝕性を向上させる役割をするが、過度に添加する場合は加工性が劣化し、製造単価が増加するので、その含量を前記範囲に限定する。
また、２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上であることが望ましい。即ち、ケイ素含量の増加による母材の高溶鋼化効果と、炭素含量増加によるクロム炭化物の析出強化効果を同時に発現させることにより、冷延製品の引張特性である引張強度と延性を同時に増加させることができる。図１を参照すれば、Ｓｉ、Ｃ、Ｎの含量を調節して引張強度５２０ＭＰａ以上の強度を維持しながらも、〔ＴＳ０（ＭＰａ）〕＋１０〔ＥＬ０（％）〕値が７８０を満たす高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
本発明において、前記造成で製造されたスラブを熱間圧延した上、熱延焼鈍後の鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比（Ω）である〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕値が０．２〜０．５であることが望ましい。本発明における未焼鈍変形組織とは、熱間圧延によって形成された変形バンド（ｂａｎｄ）組織で、金属組織の回復現象または再結晶現象が生じる前の状態を意味する。未焼鈍変形組織は、熱延製品の厚さ平均硬度値を上昇させ、最終的には冷延製品の引張強度の向上を図る役割をする。前記微細組織に関する面積比（Ω）が０．２未満の場合は十分な引張強度の向上を図ることができないし、前記微細組織に関する面積比（Ω）が０．５超の場合は延性が低くて加工性を確保できないので、前記範囲に限定する。
前記高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板は、１０＊〔Ａ（％）〕＋１０００＊〔Ｂ（ｗｔ％）〕の値が６．５以上であることが望ましい。ここで、ＡとＢはそれぞれＡ：１０００℃での平衡オーステナイト分率、Ｂ：オーステナイト内に存在する平衡炭素濃度である。本発明では、オーステナイト安定化元素が増加することにつれ、これに対するオーステナイト相分率が増加し、オーステナイト内に存在する平衡炭素濃度も増加することが分かった。このように、１０＊〔Ａ（％）〕＋１０００＊〔Ｂ（ｗｔ％）〕の値が６．５以上である場合、〔ＴＳ（ＭＰａ）〕＋１０〔ＥＬ（％）〕が７８０以上と表されるようになる。
本発明の一実施形態による高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、炭素（Ｃ）：０．０６５〜０．０９％、窒素（Ｎ）：０．０３５〜０．０６％、シリコーン（Ｓｉ）：０．６〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．７０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０３５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．００５％、クロム（Ｃｒ）：１５．０〜１７．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．００１〜０．５０％、銅（Ｃｕ）：０．００１〜０．５０％、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上である熱延鋼板を鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織が〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５になるよう、部分焼鈍（Ｐａｒｔｉａｌ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する過程を含む。
前記部分焼鈍は、熱延製品の全体回復焼鈍による再結晶組織が１００％を占めることに対し、変形バンド（Ｂａｎｄ）を残存させることを意味する。この場合、未焼鈍変形バンドが存在するようになり、微細組織に関する面積比（Ω）を０．２〜０．５に制御して、熱延焼鈍製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細硬度（Ｈｖ）を厚さの全範囲で１６０以上１９０未満を具現することができる。
前記部分焼鈍（Ｐａｒｔｉａｌ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する過程は、７８０〜８５０℃の温度範囲でバッチ焼鈍によって行われることが望ましい。バッチ焼鈍温度は一部焼鈍された再結晶組織と未焼鈍変形バンドを混合させる温度であって、高すぎる温度で焼鈍する場合は未焼鈍変形組織が形成されにくくて引張強度の確保が難しいことがあり、低い温度で焼鈍する場合は再結晶組織の確保が難しくて延伸率を確保できないので、前記範囲に限定する。
前記部分焼鈍（Ｐａｒｔｉａｌ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する過程は、７８０〜８５０℃の温度範囲でバッチ焼鈍によって行われることが望ましい。バッチ焼鈍温度は一部焼鈍された再結晶組織と未焼鈍変形バンドを混合させる温度であって、高すぎる温度で焼鈍する場合は未焼鈍変形組織が形成されにくくて引張強度の確保が難しいことがあり、低い温度で焼鈍する場合は再結晶組織の確保が難しくて延伸率を確保できないので、前記範囲に限定する。
このように熱延焼鈍された鋼板は、通常の方法で冷間圧延を経て最終鋼板として製造されることができ、必要に応じて他の付加的工程が加えられることは自明である。
また、本発明の一実施形態による高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、冷間圧延後の鋼板は材料の温度を基準にして８００〜９００℃の光輝焼鈍（ＢＡ、Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する工程をさらに含むことができる。光輝焼鈍を経る場合、Ｃｒ−Ｏｘｉｄｅ不動態層より極表層（〜１５ｎｍ）に生成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層で観察されるＳｉの最大濃度（ｗｔ％）が２０以上観察され、この場合に耐腐蝕性がけた違いに向上される。
また、本発明の一実施形態による高強度、高延性のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、冷間圧延後の鋼板は材料の温度を基準にして８００〜９００℃の光輝焼鈍（ＢＡ、Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）する工程をさらに含むことができる。光輝焼鈍を経る場合、Ｃｒ−Ｏｘｉｄｅ不動態層より極表層（〜１５ｎｍ）に生成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層で観察されるＳｉの最大濃度（ｗｔ％）が２０以上観察され、この場合に耐腐蝕性がけた違いに向上される。
以下、実施形態を挙げて本発明についてより詳しく説明する。
表１に本発明によるフェライト系ステンレス鋼の合金成分を変化させ、発明例と比較例に鋼種を分けて示した。
表１に本発明によるフェライト系ステンレス鋼の合金成分を変化させ、発明例と比較例に鋼種を分けて示した。
表１に記載した鋼種に対し、連鋳工程で生産されたスラブを加熱炉の均熱帯の温図１，１８０℃で６０分間再加熱した後、粗圧延機と連続仕上げ圧延機によって８００℃以上の完了温度で圧延して熱延板を製造し、その後、熱延バッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ ａｎｎｅａｌｉｎｇ）でコイルの最も内側の内圏部温度を基準にして、昇温時に常温で５００℃までは０．１℃／ｓ以上で昇温し、７８０〜８５０℃の温度域までは、加熱の際には０．０１℃／ｓ以下で昇温した後、７８０〜８５０℃の温度区間で時間を異にして維持した。その後、５００℃までは０．０１５℃／ｓ以下に冷却し、その後、常温まで０．０３℃／ｓ以下で冷却するバッチ焼鈍熱処理を行った。
表２には表１の合金成分を有する成分系に対し、Γ＝２＊Ｓｉ（ｗｔ％）＋１０＊（Ｃ＋Ｎ）（ｗｔ％）と定義される数値を示し、また、熱延バッチ焼鈍の条件を変更して焼鈍を行った後、熱延製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比Ω＝｛未焼鈍変形組織の面積｝／｛未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積｝と定義される数値を示した。ここで、未焼鈍変形組織とは、熱間圧延によって形成された変形バンド（ｂａｎｄ）組織であって、金属組織の回復現象または再結晶現象が発生される前の状態を意味する。ξはＴＳ（ＭＰａ）＋１０＊Ｅｌ（％）と定義される数値を示す。前記板面において、圧延方向に対して０゜方向にξ０値は、冷延製品の引張試験の際に得られた引張強度（ＴＳ）と延伸率（Ｅｌ）値を利用して得られた値である。
表２での引張強度を得るための引張試験は、板面において圧延方向に対して０゜方向にＪＩＳ １３のＢ型引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１によって引張試験を実施した。引張試験時の温度は常温であり、変形速度のクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）は２０ｍｍ／ｍｉｎで行った。
表２での引張強度を得るための引張試験は、板面において圧延方向に対して０゜方向にＪＩＳ １３のＢ型引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１によって引張試験を実施した。引張試験時の温度は常温であり、変形速度のクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）は２０ｍｍ／ｍｉｎで行った。
Ａ〜Ｇの鋼種は、フェライト系ステンレス鋼の炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）、シリコーン（Ｓｉ）及びΓ＝２Ｓｉ＋１０（Ｃ＋Ｎ）を調節して真空溶解したもので、前記鋼をスラブ形態で加熱炉の均熱帯温図１，１８０℃で６０分間再加熱した後、粗圧延機と連続仕上げ圧延機によって８００℃以上の完了温度で圧延して熱延板を製造し、その後、熱延バッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を行って冷間圧延及び冷延焼鈍を行った。
Ａ〜Ｇの鋼種は、Γ≧２．２を満たすことが分かる。また、Ａ〜Ｇの鋼種は０．２≦Ω≦０．５を満たすことが分かる。また、Ａ〜Ｇの鋼種はξ≧７８０を満たすことが分かる。
Ｈ鋼種及びＩ鋼種は、Γの数値が１．４、１．５５として本発明のΓの数値範囲を脱していることが分かる。Ｃ含量及びＳｉ含量が同時に低くて、Ｃｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果が低いし、Ｓｉ含有量が低くて母材（ｍａｔｒｉｘ）の高溶鋼化効果を下げて、冷延製品のξ数値が本発明の範囲を脱することを確認した。
Ａ〜Ｇの鋼種は、Γ≧２．２を満たすことが分かる。また、Ａ〜Ｇの鋼種は０．２≦Ω≦０．５を満たすことが分かる。また、Ａ〜Ｇの鋼種はξ≧７８０を満たすことが分かる。
Ｈ鋼種及びＩ鋼種は、Γの数値が１．４、１．５５として本発明のΓの数値範囲を脱していることが分かる。Ｃ含量及びＳｉ含量が同時に低くて、Ｃｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果が低いし、Ｓｉ含有量が低くて母材（ｍａｔｒｉｘ）の高溶鋼化効果を下げて、冷延製品のξ数値が本発明の範囲を脱することを確認した。
Ｊ鋼種及びＫ鋼種は、Γの数値が１．７、１．８５であって、Ｈ鋼種またはＩ鋼種よりは相手的に高いが、本発明のΓの数値範囲を脱していることが分かる。Ｊ鋼種及びＫ鋼種は、Ｃ含量が高いためＣｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果は充分にあるが、Ｓｉ含有量が低くて母材（ｍａｔｒｉｘ）の高溶鋼化効果を下げ、冷延製品のξ数値が本発明の範囲を脱することを確認した。
Ｌ鋼種及びＭ鋼種は、Γの数値が１．９、２．０であって、Ｈ鋼種またはＩ鋼種よりは相対的に高いが、本発明のΓの数値範囲を脱していることが分かる。Ｌ鋼種及びＭ鋼種は、Ｓｉ含有量が高くて母材（ｍａｔｒｉｘ）の高溶鋼化効果をもたらすことがあるが、Ｃ含量が低くてＣｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果が少ないので、冷延製品のξ数値が本発明の範囲を脱することを確認した。
Ｌ鋼種及びＭ鋼種は、Γの数値が１．９、２．０であって、Ｈ鋼種またはＩ鋼種よりは相対的に高いが、本発明のΓの数値範囲を脱していることが分かる。Ｌ鋼種及びＭ鋼種は、Ｓｉ含有量が高くて母材（ｍａｔｒｉｘ）の高溶鋼化効果をもたらすことがあるが、Ｃ含量が低くてＣｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果が少ないので、冷延製品のξ数値が本発明の範囲を脱することを確認した。
Ｎ鋼種及びＯ鋼種は、Γの数値が２．２〜２．３であって、本発明のΓ数値を満たし、Ｃ含量及びＳｉ含量が同時に高くて、Ｃｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果及びＳｉの固溶効果によって冷延製品のξ数値が本発明の範囲に属するが、Ｃｒ含量が１３％の水準であって、自動車及び一般のファスナー用として要求される耐蝕性を満たせず、本発明の範囲を脱することを確認した。
下記表３に前記表１の合金成分を有する成分系に対し、冷延製品の板面において、圧延方向に対して０゜、４５゜、９０゜方向の３方向にＪＩＳ １３のＢ型引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１によって引張試験を実施した結果を示した。引張試験の際の温度は常温と規定し、変形速度であるクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）は２０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を実施した。各方向毎に得られた引張強度（ＴＳ）、Ｅｌ（％）値を利用してξ数値をξ０、ξ４５、ξ９０値で算出した値を示す。
下記表３に前記表１の合金成分を有する成分系に対し、冷延製品の板面において、圧延方向に対して０゜、４５゜、９０゜方向の３方向にＪＩＳ １３のＢ型引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１によって引張試験を実施した結果を示した。引張試験の際の温度は常温と規定し、変形速度であるクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）は２０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を実施した。各方向毎に得られた引張強度（ＴＳ）、Ｅｌ（％）値を利用してξ数値をξ０、ξ４５、ξ９０値で算出した値を示す。
Ａ〜Ｇの鋼種は、板面において、圧延方向に対して０゜、４５゜、９０゜方向の３方向でＴＳ０、ＴＳ４５、ＴＳ９０値がいずれも５２０ＭＰａ以上で、ξ０、ξ４５、ξ９０値がいずれも７８０以上であることを示す。
Ｈ〜Ｍ鋼の比較例は、板面において、圧延方向に対して０゜、４５゜、９０゜方向の３方向でＴＳ０、ＴＳ４５、ＴＳ９０値がいずれも５２０ＭＰａ未満で、ξ０、ξ４５、ξ９０値がいずれも７８０未満の値を有することが分かる。
Ｈ〜Ｍ鋼の比較例は、板面において、圧延方向に対して０゜、４５゜、９０゜方向の３方向でＴＳ０、ＴＳ４５、ＴＳ９０値がいずれも５２０ＭＰａ未満で、ξ０、ξ４５、ξ９０値がいずれも７８０未満の値を有することが分かる。
図１は、２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値による〔ＴＳ０（ＭＰａ）〕＋１０〔ＥＬ０（％）〕の値を示したグラフである。図１を参照すれば、本発明で２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値の２．２で制御することで、Ｓｉ含量の増加による母材の高溶鋼化効果と、Ｃ含量の増加によるＣｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出強化効果を同時に発現させることで、冷延製品の引張特性である引張強度と延性を同時に増加させるξ＝ＴＳ０（ＭＰａ）＋１０＊ＥＬ０（％）数値を７８０以上に具現できることが分かる。
図２は、熱延焼鈍後にＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比（Ω）｛未焼鈍変形組織の面積｝／｛未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積｝が０．２以上０．５以下を満たす発明例と比較例の表面写真である。図２では本発明の例として発明例Ｅ（Ω＝０．４）、Ｄ（Ω＝０．２１）の微細組織を示し、相対的に組織を比べるために比較例Ｌ（Ω＝０．０４）の微細組織を示した。
図３は、熱延焼鈍後にＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細硬度（Ｈｖ）に対する発明例Ｂと比較例Ｉの比較グラフである。
図２及び図３を参照すれば、本発明では高強度を具現するために、箱焼鈍炉（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ、ＢＡＦ）で成分による適正焼鈍条件を導出し、つまり、熱延製品の完全な焼鈍回復再結晶組織が１００％ではなく、変形（ｂａｎｄ）を残存させる部分焼鈍（Ｐａｒｔｉａｌ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ） 方法を導入し、微細組織に関する面積比（Ω）が０．２〜０．５に制御することで、熱延焼鈍製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細硬度（Ｈｖ）が厚さ全範囲で１６０以上１９０未満を具現できることが分かる。図３における本発明の例として実施例Ｂを示し、比較例としてＩを例示した。
図２及び図３を参照すれば、本発明では高強度を具現するために、箱焼鈍炉（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ、ＢＡＦ）で成分による適正焼鈍条件を導出し、つまり、熱延製品の完全な焼鈍回復再結晶組織が１００％ではなく、変形（ｂａｎｄ）を残存させる部分焼鈍（Ｐａｒｔｉａｌ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ） 方法を導入し、微細組織に関する面積比（Ω）が０．２〜０．５に制御することで、熱延焼鈍製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細硬度（Ｈｖ）が厚さ全範囲で１６０以上１９０未満を具現できることが分かる。図３における本発明の例として実施例Ｂを示し、比較例としてＩを例示した。
図４は、本発明によるステンレス鋼の１０００℃での平衡オーステナイト分率（ＡまたはγＭＡＸ）とオーステナイト内に存在する平衡炭素濃度（Ｂ）で構成される１０＊Ａ＋１０００＊Ｂの数値を示したグラフである。本発明の場合は６．５以上を示すようになる。図４における本発明の例として実施例Ｅを示し、比較例として実施例Ｈを示した。
図５は、一般４３０（Ｃ４００ｐｐｍ、実施例Ｈ）、Ｃ上向材（Ｃ８００ｐｐｍ、実施例Ｋ）、Ｃ上向及びＳｉ添加材（実施例Ｅ）に対し、ＢＡＦ（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）の焼鈍温度による熱延製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の平均微細硬度（Ｈｖ）を示したグラフである。Ｃ含量が増加するほど、Ｃ含量の増加及びＳｉ複合添加によって熱延製品の厚さの平均硬度値が既存の４３０系に対してけた違いに上昇されることが確認できる。これは前述したように、Ｃｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果及びＳｉの固溶効果で説明される。
図５は、一般４３０（Ｃ４００ｐｐｍ、実施例Ｈ）、Ｃ上向材（Ｃ８００ｐｐｍ、実施例Ｋ）、Ｃ上向及びＳｉ添加材（実施例Ｅ）に対し、ＢＡＦ（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）の焼鈍温度による熱延製品のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の平均微細硬度（Ｈｖ）を示したグラフである。Ｃ含量が増加するほど、Ｃ含量の増加及びＳｉ複合添加によって熱延製品の厚さの平均硬度値が既存の４３０系に対してけた違いに上昇されることが確認できる。これは前述したように、Ｃｒ−ｃａｒｂｉｄｅ析出物による析出強化効果及びＳｉの固溶効果で説明される。
冷間圧延後の光輝焼鈍による耐蝕性向上を確認するために、光輝焼鈍後に冷延製品の表面をＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析し、複合腐蝕評価を行った。複合腐蝕評価は３サイクルで行われ、第１サイクルは塩水噴霧で３５℃±１℃で２時間行われたし、第２サイクルはドライ状態で６０℃±１℃で３０％以下の湿度で４時間行われたし、第３サイクルは５０℃±１℃で９５％以上の湿度で２時間行った。
図６は、冷延製品の表面をＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析する際の極表層の元素分布を示したグラフである。図７は、複合腐蝕評価後の腐蝕発錆写真である。
図６は、冷延製品の表面をＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析する際の極表層の元素分布を示したグラフである。図７は、複合腐蝕評価後の腐蝕発錆写真である。
図６及び図７を参照すれば、８００℃以上９００℃以下のＢＡ（Ｂｒｉｇｈｔ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）熱処理工程を経由する冷延製品の表面をＧＤＳ（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）で分析する際に、既存の４３０系に対してＳｉ含量を上向させた本発明の例にはＣｒ−Ｏｘｉｄｅ不動態層より極表層（〜１５ｎｍ）に生成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層で観察されるＳｉの最大濃度（ｗｔ％）が２０以上観察され、複合腐蝕評価後の腐蝕発錆写真及び面積率を観察した結果、既存の４３０系に対してＳｉ含量が上向された本発明の冷延製品の場合が耐腐蝕性（さび発生面積率の低下効果）がけた違いに上昇されることを確認することができた。
以上、添付の図面を参照して本発明の実施形態を説明したが、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明がその技術的思想や必須的特徴を変更せずとも他の具体的な形態で実施できることを理解することができる。
したがって、以上で記述した実施形態は、すべての面において例示的なものであって、限定的ではないと理解しなければならない。本発明の範囲は、前記詳細な説明よりは後述する特許請求範囲によって示され、特許請求範囲の意味及び範囲、そしてその均等概念から導出されるすべての変更、または変更された形態が本発明の範囲に含まれるものとして解釈されなければならない。
したがって、以上で記述した実施形態は、すべての面において例示的なものであって、限定的ではないと理解しなければならない。本発明の範囲は、前記詳細な説明よりは後述する特許請求範囲によって示され、特許請求範囲の意味及び範囲、そしてその均等概念から導出されるすべての変更、または変更された形態が本発明の範囲に含まれるものとして解釈されなければならない。
Claims (9)
- ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
Γ＝２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上であり、
熱間圧延及び熱延焼鈍を経た鋼板であって、該鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比Ω＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕が０．２〜０．５であることを特徴とする強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板。
（ここで、〔Ｓｉ〕、〔Ｃ〕、〔Ｎ〕はそれぞれの元素の含有率（ｗｔ％）を示す。） - 前記熱間圧延及び熱延焼鈍を経た鋼板であって、該鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の硬度（Ｈｖ）が厚さ全範囲で１６０〜１９０であることを特徴とする請求項１に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板。
- ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
Γ＝２＊［Ｓｉ］＋１０（［Ｃ］＋［Ｎ］）値が２．２以上で、
熱間圧延、熱延焼鈍、冷間圧延及び冷延焼鈍を経た鋼板であって、
前記冷延焼鈍された鋼板のξ＝〔ＴＳ（ＭＰａ）〕＋１０〔ＥＬ（％）〕値が７８０以上を満足し、
引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以上であることを特徴とする強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼鈑。
（ここで、〔Ｓｉ〕、〔Ｃ〕、〔Ｎ〕はそれぞれの元素の含有率（ｗｔ％）、〔ＥＬ（％）〕は延伸率を示す。） - 前記冷間圧延及び冷延焼鈍後に光輝焼鈍された鋼板であって、該鋼板の表面に形成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層に含まれたＳｉの最大濃度が２０ｗｔ％以上であることを特徴とする請求項３に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板。
- １０＊〔Ａ（％）〕＋１０００＊〔Ｂ（ｗｔ％）〕値が６．５以上であることを特徴とする請求項１に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板。
（ここで、Ａは１０００℃での平衡オーステナイト分率、Ｂはオーステナイト内に存在する平衡炭素濃度である。） - ｗｔ％で、Ｃ：０．０６５〜０．０９％、Ｎ：０．０３５〜０．０６％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．７０％、Ｐ：０．００１〜０．０３５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｃｒ：１５．０〜１７．０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｃｕ：０．００１〜０．５０％、残部がＦｅ及び不可避な不純物からなり、
２＊〔Ｓｉ〕＋１０（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）値が２．２以上のスラブを製造し、
前記スラブを熱間圧延及び熱延焼鈍を実施するが、
前記熱延焼鈍された鋼板のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の微細組織に関する面積比（下記のΩ）の値が０．２〜０．５を満たすことを特徴とする強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（ここで、Ω＝〔未焼鈍変形組織の面積〕／〔未焼鈍変形組織の面積＋回復及び再結晶組織の面積〕であり、〔Ｓｉ〕、〔Ｃ〕、〔Ｎ〕はそれぞれの元素の含有率（ｗｔ％）を示す。） - 前記熱延焼鈍は、熱延鋼板を７８０〜８５０℃の温度範囲で３〜５時間バッチ焼鈍（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）することを特徴とする請求項６に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、前記熱間圧延及び熱延焼鈍に続いて、冷間圧延及び冷延焼鈍を実施し、
前記冷延焼鈍された鋼板の引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以上であり、ξ＝〔ＴＳ（ＭＰａ）〕＋１０〔ＥＬ（％）〕値が７８０以上であることを特徴とする請求項６に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（ここで、〔ＥＬ（％）〕は延伸率を示す。） - 前記冷間圧延及び冷延焼鈍された鋼板は、８００〜９００℃の範囲で光輝焼鈍を実施し、
前記光輝焼鈍された鋼板の表面に形成されたＳｉ−Ｏｘｉｄｅ不動態層に含まれたＳｉの最大濃度が２０ｗｔ％以上となるようにすることを特徴とする請求項８に記載の強度及び延性が優秀なフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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