JP6680279B2

JP6680279B2 - Ferritic stainless steel sheet and method of manufacturing the same

Info

Publication number: JP6680279B2
Application number: JP2017166283A
Authority: JP
Inventors: 修司西田; 正崇吉野; 光幸藤澤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-08-31
Filing date: 2017-08-31
Publication date: 2020-04-15
Anticipated expiration: 2037-08-31
Also published as: JP2019044215A

Description

本発明は、耐食性に優れ、さらに耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a ferritic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance and excellent ridging resistance, and a method for producing the same.

フェライト系ステンレス鋼板は、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、家庭用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と比較して、希少な元素であるＣｒやＮｉの含有量が少ないことから、フェライト系ステンレス鋼板は、価格が重視される一般家庭用品への適用が進んでいる。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼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。 Ferrite-based stainless steel sheets are used for various applications such as building materials, transportation equipment, household appliances, etc., because they are materials with excellent rust resistance. In particular, since the content of rare elements Cr and Ni is smaller than that of austenitic stainless steel, the application of ferritic stainless steel sheets to general household products where price is important is progressing. Further, since it has magnetism unlike austenitic stainless steel, its application to cooking utensils compatible with the IH (induction heating) system is increasing.

鍋などに代表される調理器具は、その多くがプレス加工によって成形される。しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板には、プレス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、成形時に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。 Most cooking utensils typified by pots are formed by pressing. However, the ferritic stainless steel sheet has a problem that surface pressuring often causes surface irregularities (riding) that impair the appearance. In the case of cookware whose surface appearance greatly affects the commercial value, when ridging occurs, a polishing step for removing the unevenness is required after molding. That is, if a large ridging occurs during molding, there is a problem that the manufacturing cost increases.

近年、家庭用調理器具には、さらなる低価格化のために、素材コストや製造コストの低廉化が求められている。すなわち、素材コストの低廉化のために、従来主流であった１６〜１８ｍａｓｓ％のＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼よりも、さらにＣｒ含有量が低い、低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼が求められている。また、製造コストの増加を招くリジングの研磨工程がさらに軽減可能な、すなわち従来よりもさらに耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が求められている。 In recent years, household cooking utensils have been required to reduce material costs and manufacturing costs in order to further reduce prices. That is, in order to reduce the material cost, there is a demand for a low Cr ferritic stainless steel having a lower Cr content than that of the ferritic stainless steel containing 16 to 18 mass% of Cr which has been the mainstream in the past. . Further, there is a demand for a ferritic stainless steel sheet which can further reduce the ridging polishing step that causes an increase in manufacturing cost, that is, which is more excellent in ridging resistance than ever before.

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。 With respect to the above problem, for example, in Patent Document 1, C: 0.02 to 0.06%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.05 in mass%. % Or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005% or less, Ti: 0.005% or less, Cr: 11 to 30%, Ni: 0.7% or less, and 0.06 ≦ ( C + N) ≦ 0.12, 1 ≦ N / C and 1.5 × 10 ⁻³ ≦ (V × N) ≦ 1.5 × 10 ⁻² (C, N, and V each represent mass% of each element) Disclosed is a ferritic stainless steel sheet having excellent formability, which satisfies the requirement.

また、特許文献２では、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。 Moreover, in patent document 2, it is a ferritic stainless steel plate containing 0.15% or less of C and 13 to 25% of Cr, and the hot rolled plate of this steel is 930 to 990 ° C. in which austenite and a ferrite phase coexist. By annealing within 10 minutes within 10 minutes, the structure becomes a two-phase structure of martensite phase and ferrite phase, then cold rolling is performed, and the cold rolled sheet is annealed in the range of 750 to 860 ° C. Disclosed is a method for producing a ferritic stainless steel sheet having excellent ridging resistance and workability.

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。 In Patent Document 3, C: 0.005 to 0.035%, Si: 0.25 to less than 0.40%, Mn: 0.05 to 0.35%, P: 0.040 in mass%. % Or less, S: 0.01% or less, Cr: 15.5 to 18.0%, Al: 0.001 to 0.10%, N: 0.01 to 0.06%, and Si and Mn. Satisfies 29.5 × Si-50 × Mn + 6 ≧ 0, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.

また、特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０２〜０．３０％、Ｍｎ：０．４５〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が８０〜９７％で、かつフェライト相の平均粒径が５〜２０μmであるミクロ組織と、を有することを特徴とするステンレス冷延鋼板が開示されている。 Moreover, in patent document 4, C: 0.01-0.03%, Si: 0.02-0.30%, Mn: 0.45-1.0%, P: 0.05% by mass%. Hereinafter, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.20%, N: 0.01 to 0.06%, Cr: 16.0 to 18.0% are contained, and the balance is Fe and A cold-stainless steel characterized by having a composition consisting of inevitable impurities and a microstructure in which the area ratio of the ferrite phase to the entire structure is 80 to 97% and the average grain size of the ferrite phase is 5 to 20 μm. A rolled steel sheet is disclosed.

特許第３５８４８８１号公報Japanese Patent No. 3584881 特公昭４７−１８７８号公報Japanese Patent Publication No. 47-1878 特許第５９０４３１０号公報Japanese Patent No. 5904310 特開２０１０−９５７４２号公報JP, 2010-95742, A

本発明者らは、特許文献１〜３に記載された手法で、Ｃｒ含有量が１０．０〜１５．５％の範囲内にて、複数の鋼板を作製し、後述する方法にて、耐リジング性を評価した。その結果、いずれの鋼板においても、後述する所定の耐リジング性は得られなかった。 The inventors of the present invention produced a plurality of steel plates with a Cr content in the range of 10.0 to 15.5% by the method described in Patent Documents 1 to 3, and then performed a method described later to The ridging property was evaluated. As a result, in any of the steel sheets, the predetermined ridging resistance described below was not obtained.

また、本発明者らは、特許文献４に記載された手法をもとに、Ｃｒ含有量のみを１０．０〜１５．５％の範囲内に変更したフェライト系ステンレス鋼板を作製し、後述する方法にて、耐リジング性を評価した。しかしながら、いずれの鋼においても、後述する所定の耐リジング性は得られなかった。 Moreover, the present inventors produced a ferritic stainless steel sheet in which only the Cr content was changed within the range of 10.0 to 15.5% based on the method described in Patent Document 4, and will be described later. The ridging resistance was evaluated by the method. However, in any of the steels, the predetermined ridging resistance described below was not obtained.

上記の通り、特許文献１〜４に記載の発明では、耐リジング性が十分であるとはいえず、耐リジング性をさらに改善することが必要である。 As described above, in the inventions described in Patent Documents 1 to 4, it cannot be said that the ridging resistance is sufficient, and it is necessary to further improve the ridging resistance.

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。特に、従来耐リジング性の低減手法が十分には検討されていない低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼に関して、上記の鋼板および製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been developed in view of the above situation, and it is an object of the present invention to provide a ferritic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance and ridging resistance, and a method for manufacturing the same. In particular, it is an object of the present invention to provide the above-mentioned steel sheet and manufacturing method for a low Cr ferritic stainless steel for which a method for reducing ridging resistance has not been sufficiently studied.

なお、「優れた耐食性」とは、次に述べる測定方法で測定した銹面積率が４０％以下であることを意味する。より好ましくは３０％以下である。 In addition, "excellent corrosion resistance" means that the rust area ratio measured by the following measuring method is 40% or less. It is more preferably 30% or less.

ＪＡＳＯＭ６０９−９１に準拠して腐食試験を実施する。試験片は、エメリー研磨紙で６００番まで研磨し、中性洗剤を用いて洗浄後、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、鋼板中心の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。 A corrosion test is performed according to JASO M609-91. The test piece is abraded up to No. 600 with emery abrasive paper, washed with a neutral detergent, and then ultrasonically degreased in ethanol for 5 minutes. After that, one cycle was changed to salt spray (5 mass% NaCl aqueous solution, 35 ° C) 2h → dry (60 ° C, relative humidity 40%) 4h → wet (50 ° C, relative humidity 95% or more) 2h, and three cycles of corrosion test Carry out. After the test, the corroded surface is photographed externally, and the area of 30 mm × 30 mm at the center of the steel plate is calculated from the obtained photograph by image analysis to calculate the rust area ratio.

なお、「優れた耐リジング性」とは、次に述べる測定方法で測定したリジング高さが１．５μｍ以下であることを意味する。 The "excellent ridging resistance" means that the ridging height measured by the measuring method described below is 1.5 µm or less.

まず発明者らは、従来と比較してさらなる耐リジング性が求められる家庭用調理器具を想定して、次に示す耐リジング性の評価手法の検討を行った。本発明を含む各種のフェライト系ステンレス鋼板およびオーステナイト系ステンレス鋼板を、直径１４ｃｍ、高さ６ｃｍの鍋形状に深絞り成型し、その後フェライト系ステンレス鋼については鍋の側面に発生したリジングを研磨により除去する検証を行った。さらに、別途、鋼板を引張試験に供し、発現するリジングの形状と上記検証にて認められたリジングの形状とを比較して、耐リジング性の評価手法についての総合的な検討を行った。その結果、以下に示す手法においてリジング高さが１．５μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板であれば、リジングを除去するための研磨工程に要する時間を軽減でき、製品の製造コストを削減できることを確認した。 First, assuming the household cooking utensils which require further ridging resistance as compared with the conventional ones, the inventors examined the following ridging resistance evaluation methods. Various ferritic stainless steel sheets and austenitic stainless steel sheets including the present invention are deep-drawn into a pot shape having a diameter of 14 cm and a height of 6 cm, and thereafter, for ferritic stainless steel, ridging generated on the side surface of the pot is removed by polishing. The verification was done. Further, separately, the steel sheet was subjected to a tensile test, and the shape of the developed ridging was compared with the shape of the ridging recognized in the above verification, and a comprehensive examination was made on the ridging resistance evaluation method. As a result, it was confirmed that the ferritic stainless steel sheet having a ridging height of 1.5 μm or less in the method shown below can reduce the time required for the polishing process for removing the ridging and reduce the manufacturing cost of the product. did.

リジング高さを測定するために、まず、圧延方向に平行にＪＩＳ５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＃１０００のエメリーペーパーを用いて湿式研磨した後、２０％の引張歪みを付与する。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。このため、１ライン当たりの高さデータ数は、始点終点を含めて３２１点となる。また、各ラインの間隔を１ｍｍとして、合計５１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（ＦｉｎｉｔｅＩｍｐｕｌｓｅＲｅｓｐｏｎｓｅ）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、すなわち計８０点のデータを排除する。その後、まず、各ラインの算術平均うねりＷａを求め、次に、各ラインにて得られたＷａを全５１ラインについて平均し、リジング高さとする。 In order to measure the ridging height, first, a JIS No. 5 tensile test piece is taken parallel to the rolling direction. Next, the surface of the collected test piece is wet-polished with # 1000 emery paper, and then 20% tensile strain is applied. Then, the surface shape is measured by a laser displacement meter in the direction perpendicular to the rolling direction on the polished surface of the parallel portion of the test piece. The measurement length is 16 mm per line, and the height is measured in 0.05 mm increments. Therefore, the number of height data per line is 321 points including the start point and the end point. In addition, 51 lines are measured in total, with an interval of each line being 1 mm. The obtained shape data of each line is subjected to smoothing and waviness removal processing using a Hanning window function type FIR (Finite Impulse Response) bandpass filter with a high-cut filter wavelength of 0.8 mm and a low-cut filter wavelength of 8 mm. . After that, based on the shape data of each processed line, data of 2 mm at both ends of each line, that is, data of 80 points in total is excluded. Then, first, the arithmetic mean waviness Wa of each line is obtained, and then the Wa obtained in each line is averaged for all 51 lines to obtain the ridging height.

発明者らは，上記の課題に対し，優れた耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板を得るべく総合的な検討を行った。その結果、以下の知見を得た。 The inventors conducted a comprehensive study on the above problems to obtain a ferritic stainless steel sheet having excellent ridging resistance. As a result, the following findings were obtained.

特定の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を、特定の方法で製造すれば、優れた耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板が得られる。まず、素材として、高温にてオーステナイト相分率を８０％以上とすることが可能である成分組成を有するステンレス鋼を用いる。この成分組成を有する鋼スラブを１０００℃以上かつ「オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度」に加熱した後、全ての熱間圧延を「オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲」にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻き取る熱間圧延を実施する。また、この熱間圧延により、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板を得る。その後、その熱延板の冷間圧延を実施し冷延板とする。その後、その冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍を行って冷延焼鈍板とする。 If a ferritic stainless steel sheet having a specific component composition is manufactured by a specific method, a ferritic stainless steel sheet having excellent ridging resistance can be obtained. First, as a raw material, stainless steel having a composition that enables the austenite phase fraction to be 80% or more at high temperature is used. After heating a steel slab having this component composition to 1000 ° C. or higher and “a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more”, all hot rolling is performed to “the area ratio of the austenite phase is 80% or more”. Then, hot rolling is performed after cooling to a temperature of 600 ° C. or lower and winding. Further, by this hot rolling, a hot rolled sheet having a structure in which the area ratio of the martensite phase is 80% or more is obtained. Thereafter, the hot rolled sheet is cold rolled to obtain a cold rolled sheet. After that, the cold rolled sheet is annealed by holding it in a temperature range of 720 to 800 ° C. for 5 seconds or more to obtain a cold rolled annealed sheet.

その機構は以下によると考えられる。フェライト系ステンレス鋼板を加工すると生じるリジングは、コロニー（類似した結晶方位を有する結晶粒群）に起因する。 The mechanism is considered to be as follows. The ridging that occurs when processing a ferritic stainless steel sheet is due to colonies (groups of crystal grains having similar crystal orientations).

このコロニーの一部は、熱間圧延用素材となる鋼スラブ中に存在するフェライト粒が、熱間圧延工程にて形成する集合組織に起因する。この圧延されたフェライト粒は、例え熱延途中にオーステナイト相に変態したとしても、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなる。 Part of this colony is due to the texture formed by the ferrite grains present in the steel slab, which is the material for hot rolling, in the hot rolling process. Even if the rolled ferrite grains are transformed into an austenite phase during hot rolling, they will form colonies in the structure of the cold rolled annealed sheet produced thereafter.

また、このコロニーの一部は、冷間圧延用素材中に含まれるフェライト粒が、冷間圧延および冷延板焼鈍工程にて形成する集合組織に起因する。 In addition, a part of this colony is caused by the texture formed by the ferrite grains contained in the cold rolling material in the cold rolling and cold rolled sheet annealing steps.

上述したコロニー生成機構のうち、前者は、熱間圧延工程において８０％以上のオーステナイト相が含まれる状態にて圧延を行うことによって、熱間圧延を受けるフェライト粒が十分に少なくなって、抑制できる。また、後者は、冷間圧延工程において８０％以上のマルテンサイト相が含まれる状態にて圧延を行うことによって、冷間圧延を受けるフェライト粒が十分に少なくなって、抑制できる。これらの両手法を組み合わせて実施することで、フェライト系ステンレス鋼板のリジングを十分に抑制することが可能となる。 Among the above-mentioned colony forming mechanism, the former can be suppressed by sufficiently reducing the ferrite grains subjected to hot rolling by performing rolling in a state where 80% or more of the austenite phase is included in the hot rolling process. . Further, the latter can be suppressed by sufficiently reducing the number of ferrite grains subjected to cold rolling by performing rolling in a state where 80% or more of martensite phase is included in the cold rolling step. By carrying out by combining these two methods, it becomes possible to sufficiently suppress ridging of the ferritic stainless steel sheet.

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。 The present invention is based on the above findings, and its gist structure is as follows.

［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｃｒ：１０．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％およびＮ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に２０%の引張歪みを付与した鋼板の表面のリジング高さが１．５μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板。 [1]% by mass, C: 0.001 to 0.040%, Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 0.05 to 1.00%, P: 0.040% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.001 to 0.300%, Cr: 10.5-14.5%, Ni: 0.01 to 1.00% and N: 0.001 to 0.100% A ferritic stainless steel sheet containing the balance of Fe and unavoidable impurities and having a tensile strain of 20% in the rolling direction and having a ridging height of 1.5 μm or less on the surface.

［２］さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．８０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％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［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 [2] Further, in mass%, Co: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.80%, Mo: 0.01 to 0.50% and W: 0.01 to 0. The ferritic stainless steel sheet according to [1], containing one or more selected from 50%.

［３］さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、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［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 [3] Further, in mass%, Ti: 0.01 to 0.10%, V: 0.01 to 0.10%, Zr: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0. 10%, B: 0.0003 to 0.0030%, Mg: 0.0005 to 0.0100%, Ca: 0.0003 to 0.0030%, Y: 0.01 to 0.20% and REM (rare earth Metal): The ferritic stainless steel sheet according to [1] or [2], which contains one or more selected from 0.001 to 0.100%.

［４］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［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。 [4] Further, in terms of mass%, it contains one or two selected from Sn: 0.001 to 0.500% and Sb: 0.001 to 0.500% [1] to [3]. The ferritic stainless steel sheet according to any one of 1.

［５］［１］〜［４］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、鋼スラブを１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に加熱した後、全ての熱間圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻き取る熱間圧延を実施し、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍工程と、を有するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 [5] The method for producing a ferritic stainless steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the steel slab is at a temperature of 1000 ° C or higher and a structure having an austenite phase area ratio of 80% or higher. After heating, all hot rolling is performed within a temperature range having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more, and then hot rolling is performed after cooling to a temperature of 600 ° C. or less. A hot rolling step of forming a hot rolled sheet having a structure in which the area ratio of martensite phase is 80% or more; a cold rolling step of cold rolling the hot rolled sheet to a cold rolled sheet; A method for producing a ferritic stainless steel sheet, comprising: an annealing step of holding the rolled sheet in a temperature range of 720 to 800 ° C. for 5 seconds or more.

本発明によれば、耐食性に優れ、さらに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。 According to the present invention, it is possible to provide a ferritic stainless steel sheet having excellent corrosion resistance and excellent ridging resistance.

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The present invention is not limited to the embodiments below.

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、鋼板の成分を示す％については、特に断らない限り質量％を意味する。 First, the reason why the component composition is limited to the above range in the present invention will be described. In addition, about% showing the component of a steel plate, unless otherwise specified, it means mass%.

Ｃ：０．００１〜０．０４０％
Ｃは、熱延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Ｃ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０４０％を超えると，Ｃｒ炭化物の析出および粗大化が促進され、このＣｒ炭化物が発銹の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０４０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０３５％である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０３０％である。 C: 0.001-0.040%
C is an element that promotes generation of an austenite phase during hot rolling and improves ridging resistance. These effects are obtained when the C content is 0.001% or more. However, if the C content exceeds 0.040%, the precipitation and coarsening of Cr carbides are promoted, and the Cr carbides serve as the starting points for rusting and the corrosion resistance decreases. Therefore, the C content is 0.001 to 0.040%. Preferably, the C content is 0.010 to 0.035%. More preferably, the C content is 0.015 to 0.030%.

Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
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０．３０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。さらに、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．２５％である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０７％〜０．２０％である。 Si: 0.05 to 0.30%
Si is an element useful as a deoxidizer. This effect can be obtained by setting the Si content to 0.05% or more. However, if the Si content exceeds 0.30%, the steel becomes hard and the formability deteriorates. Furthermore, the generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed, and ridging resistance is reduced. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.30%. Preferably, the Si content is 0.05 to 0.25%. More preferably, the Si content is 0.07% to 0.20%.

Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎには、脱酸作用がある。さらに、Ｍｎは、熱延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０．２０〜０．９５％である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０〜０．９０％である。 Mn: 0.05-1.00%
Mn has a deoxidizing effect. Further, Mn is an element that promotes the generation of an austenite phase during hot rolling and improves ridging resistance. These effects are obtained when the Mn content is 0.05% or more. However, if the Mn content exceeds 1.00%, precipitation and coarsening of MnS are promoted, and this MnS becomes a starting point of rusting, and corrosion resistance is reduced. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 1.00%. Preferably, the Mn content is 0.20 to 0.95%. More preferably, the Mn content is 0.30 to 0.90%.

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。 P: 0.040% or less P is an element that reduces corrosion resistance. In addition, P segregates at the grain boundaries to reduce hot workability. Therefore, it is desirable that the P content is as low as possible, and it is 0.040% or less. Preferably, the P content is 0.030% or less.

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。さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下である。 S: 0.030% or less S forms Mn and precipitate MnS. This MnS serves as the starting point of the pits, leading to a decrease in corrosion resistance. Therefore, it is preferable that the S content is low, and the S content is 0.030% or less. Preferably, the S content is 0.020% or less. More preferably, the S content is 0.008% or less.

Ａｌ：０．００１〜０．３００％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ａｌ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．３００％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。さらに、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０．３００％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００２〜０．２００％である。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．００２〜０．００８％である。 Al: 0.001 to 0.300%
Al is an element useful as a deoxidizer. This effect is obtained by setting the Al content to 0.001% or more. However, if the Al content exceeds 0.300%, the steel becomes hard and the formability deteriorates. Furthermore, the generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed, and ridging resistance is reduced. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.300%. Preferably, the Al content is 0.002 to 0.200%. More preferably, the Al content is 0.002 to 0.008%.

Ｃｒ：１０．５〜１４．５％
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１０．５％未満では十分な耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１４．５％を超えると、熱延時に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する。よって、Ｃｒ含有量は１０．５〜１４．５％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１１．５〜１４．０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１２．０〜１３．５％である。 Cr: 10.5-14.5%
Cr is an element that forms a passive film on the surface and enhances corrosion resistance. If the Cr content is less than 10.5%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content exceeds 14.5%, the austenite phase is not sufficiently generated in the steel during hot rolling, and the ridging resistance is deteriorated. Therefore, the Cr content is set to 10.5-14.5%. Preferably, the Cr content is in the range of 11.5 to 14.0%. More preferably, the Cr content is 12.0 to 13.5%.

Ｎｉ：０．０１〜１．００％
Ｎｉは、熱延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。さらに、Ｎｉは、鋼が腐食する時にその腐食速度を低減して耐食性を高める元素である。これらの効果は、Ｎｉ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、１．００％を超えると、冷延板焼鈍工程にて、鋼中に多量のオーステナイト相が生成することとなる。このオーステナイト相が焼鈍後の冷却過程にてマルテンサイト相に変態すると、冷延焼鈍板の成形性が低下する。さらに、素材コストが高くなる。従って、Ｎｉ含有量は０．０１〜１．００％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．００％である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０〜０．５０％である。 Ni: 0.01-1.00%
Ni is an element that promotes generation of an austenite phase during hot rolling and improves ridging resistance. Further, Ni is an element that reduces the corrosion rate and enhances the corrosion resistance when the steel corrodes. These effects are obtained when the Ni content is 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 1.00%, a large amount of austenite phase will be generated in the steel in the cold rolled sheet annealing step. If this austenite phase transforms to the martensite phase in the cooling process after annealing, the formability of the cold rolled annealed sheet will be reduced. In addition, the material cost is high. Therefore, the Ni content is 0.01 to 1.00%. Preferably, the Ni content is 0.05 to 1.00%. More preferably, the Ni content is 0.10 to 0.50%.

Ｎ：０．００１〜０．１００％
Ｎは、熱延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０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．１００％を超えると、Ｃｒ窒化物の析出および粗大化が促進され、このＣｒ窒化物が発銹の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．１００％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５〜０．０８０％とする。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。 N: 0.001 to 0.100%
N is an element that promotes the generation of an austenite phase during hot rolling and improves ridging resistance. This effect is obtained when the N content is 0.001% or more. However, if the N content exceeds 0.100%, the precipitation and coarsening of Cr nitrides are promoted, and the Cr nitrides serve as the starting points for rusting and the corrosion resistance decreases. Therefore, the N content is set to 0.001 to 0.100%. Preferably, the N content is 0.005 to 0.080%. More preferably, the N content is 0.010 to 0.050%.

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任意成分として適宜含有させることができる。なお、以下の任意成分を下記の下限値未満で含む場合、本発明の効果を害さないため、下限値未満で含まれる任意成分は不可避的不純物として含まれるものとする。 In the present invention, in addition to the basic components described above, the elements described below can be appropriately contained as optional components. When the following optional components are included below the lower limit values below, the effects of the present invention are not impaired, and therefore, the optional components included below the lower limit values are included as unavoidable impurities.

さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．８０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％およびＷ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を任意成分として含有することができる。 Further, in mass%, Co: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.80%, Mo: 0.01 to 0.50% and W: 0.01 to 0.50%. One or more selected from the above can be contained as an optional component.

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Ｃｏを含有すると、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。 Co: 0.01 to 0.50%
Co is an element that improves the crevice corrosion resistance of stainless steel. On the other hand, if Co is excessively contained, the workability is deteriorated. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, the Co content is 0.01 to 0.30%. More preferably, the Co content is 0.01 to 0.10%.

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。さらに、熱延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。一方、過剰にＣｕを含有すると、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。 Cu: 0.01 to 0.80%
Cu is an element that strengthens the passive film and improves corrosion resistance. Further, it is an element that promotes generation of an austenite phase during hot rolling and improves ridging resistance. On the other hand, when Cu is excessively contained, workability is deteriorated, and ε-Cu is easily precipitated, so that corrosion resistance is deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.01 to 0.80%. More preferably, the Cu content is 0.15 to 0.60%. More preferably, the Cu content is 0.40 to 0.45%.

Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
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Ｍｏを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成が抑制され、耐リジング性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．２５％である。 Mo: 0.01 to 0.50%
Mo has the effect of improving the crevice corrosion resistance of stainless steel. On the other hand, when Mo is excessively contained, generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed and ridging resistance is reduced. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, the Mo content is 0.05 to 0.25%.

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Ｗを含有すると、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。 W: 0.01 to 0.50%
W is an element that improves the crevice corrosion resistance of stainless steel. On the other hand, if W is contained excessively, workability is deteriorated. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.01 to 0.50%. More preferably, the W content is 0.03 to 0.30%. More preferably, the W content is 0.05 to 0.10%.

さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、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種以上を任意成分として含有することができる。 Further, in mass%, Ti: 0.01 to 0.10%, V: 0.01 to 0.10%, Zr: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0.10%, B: 0.0003 to 0.0030%, Mg: 0.0005 to 0.0100%, Ca: 0.0003 to 0.0030%, Y: 0.01 to 0.20% and REM (rare earth metal): One or more selected from 0.001 to 0.100% can be contained as an optional component.

Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
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Ｔｉを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、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０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．０８％である。 Ti: 0.01 to 0.10%
Ti is an element having a high affinity with C and N, is precipitated as a carbide or a nitride during hot rolling, reduces solid solution C and solid solution N in the parent phase, and has workability after cold-rolled sheet annealing. Has the effect of improving. On the other hand, if Ti is excessively contained, generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed, and ridging resistance is reduced. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.01 to 0.10%. More preferably, the Ti content is 0.02 to 0.08%.

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Ｖを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、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。 V: 0.01 to 0.10%
V is an element having a high affinity with C and N, is precipitated as a carbide or a nitride during hot rolling, reduces solid solution C and solid solution N in the parent phase, and has workability after cold-rolled sheet annealing. Has the effect of improving. On the other hand, if V is contained excessively, generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed and ridging resistance is lowered. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.01 to 0.10%. More preferably, the V content is 0.02 to 0.08%.

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Ｚｒを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、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。 Zr: 0.01-0.10%
Zr is an element having a high affinity for C and N, is precipitated as a carbide or a nitride during hot rolling, reduces solid solution C and solid solution N in the parent phase, and is workable after cold-rolled sheet annealing. Has the effect of improving. On the other hand, if Zr is excessively contained, generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed and ridging resistance is lowered. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.01 to 0.10%. More preferably, the Zr content is 0.02 to 0.08%.

Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
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Ｎｂを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、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０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．０８％である。 Nb: 0.01 to 0.10%
Nb is an element having a high affinity with C and N, is precipitated as a carbide or a nitride during hot rolling, reduces solid solution C and solid solution N in the matrix, and is workable after cold-rolled sheet annealing. Has the effect of improving. On the other hand, when Nb is excessively contained, generation of an austenite phase during hot rolling is suppressed and ridging resistance is lowered. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.01 to 0.10%. More preferably, the Nb content is 0.02 to 0.08%.

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Ｂを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。 B: 0.0003 to 0.0030%
B is an element effective in preventing low temperature secondary working embrittlement. On the other hand, if B is contained excessively, the hot workability deteriorates. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0003 to 0.0030%. More preferably, the B content is 0.0005 to 0.0020%.

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Ｍｇを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。 Mg: 0.0005-0.0100%
Mg forms Mg oxide with Al in molten steel and acts as a deoxidizer. On the other hand, if Mg is contained excessively, the toughness of the steel is lowered and the productivity is lowered. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0005 to 0.0100%. More preferably, the Mg content is 0.0005 to 0.0050%. More preferably, the Mg content is 0.0010 to 0.0030%.

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Ｃａを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。 Ca: 0.0003 to 0.0030%
Ca is an element that improves hot workability. On the other hand, if Ca is contained excessively, the toughness of the steel is lowered and the productivity is lowered, and further, the precipitation of CaS lowers the corrosion resistance. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0003 to 0.0030%. More preferably, the Ca content is 0.0010 to 0.0020%.

Ｙ：０．０１〜０．２０％
Ｙは、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを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。 Y: 0.01 to 0.20%
Y is an element that reduces the decrease in viscosity of molten steel and improves cleanliness. On the other hand, when Y is contained excessively, the effect is saturated, and further the workability is deteriorated. Therefore, when Y is contained, the Y content is preferably 0.01 to 0.20%. More preferably, the Y content is 0.01 to 0.10%.

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ＲＥＭを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０．００５〜０．０５０％である。 REM (rare earth metal): 0.001 to 0.100%
REM (rare earth metal: element with atomic number 57 to 71 such as La, Ce, Nd) is an element that improves high temperature oxidation resistance. On the other hand, when REM is excessively contained, the effect is saturated, and further, surface defects are generated during hot rolling, which lowers productivity. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.001 to 0.100%. More preferably, the REM content is 0.005 to 0.050%.

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種を任意成分として含有することができる。 Furthermore, in mass%, one or two selected from Sn: 0.001 to 0.500% and Sb: 0.001 to 0.500% can be contained as an optional component.

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耐リジング性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｎを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。 Sn: 0.001 to 0.500%
Sn is effective in improving ridging resistance by promoting generation of a deformation zone during rolling. On the other hand, when Sn is excessively contained, the effect is saturated and the formability is further deteriorated. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.001 to 0.500%. More preferably, the Sn content is 0.003 to 0.200%.

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耐リジング性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを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。 Sb: 0.001 to 0.500%
Sb is effective in improving ridging resistance by promoting deformation band formation during rolling. On the other hand, if Sb is excessively contained, the effect is saturated and the formability is further deteriorated. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.001 to 0.500%. More preferably, the Sb content is 0.003 to 0.200%.

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。 Next, a suitable method for manufacturing the ferritic stainless steel sheet of the present invention will be described.

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。鋼スラブはその後、次に示す条件で熱間圧延を行う。まず、１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に鋼スラブを加熱する。その後熱間圧延を開始し、鋼板の温度が、オーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度まで低下しないうちに、最終の圧延である仕上圧延を終える。すなわち、全ての圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行う。仕上圧延の後は、鋼板を６００℃以下まで冷却した後に、鋼板を巻き取る。 Steel having the above-described composition is melted by a known method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, etc., and a steel material (steel slab) is obtained by a continuous casting method or an ingot-casting method. The steel slab is then hot rolled under the following conditions. First, the steel slab is heated to a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more and 1000 ° C or more. Then, hot rolling is started, and finish rolling, which is the final rolling, is completed before the temperature of the steel sheet decreases to a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is less than 80%. That is, all rolling is performed within a temperature range having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more. After the finish rolling, the steel sheet is cooled to 600 ° C. or lower, and then the steel sheet is wound.

スラブ加熱温度：１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度
鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満であると、熱間圧延によって鋼板表面に肌荒れが生じ、製造性が低下する。また、鋼スラブの加熱温度がオーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度であると、熱間圧延中に多くのフェライト粒を圧延することになる。このようにして圧延されたフェライト粒は、例え熱延途中にオーステナイト相に変態し、熱延板の冷却に伴ってマルテンサイト相へ変態したとしても、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなり、耐リジング性を低下させる。そのため、スラブ加熱温度は１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とする。加熱時間は１０分以上から２４時間以下が好ましい。 Slab heating temperature: a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more and 1000 ° C or more When the heating temperature of the steel slab is less than 1000 ° C, the surface of the steel sheet is roughened by hot rolling, and the manufacturability is improved. descend. Further, if the heating temperature of the steel slab is a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is less than 80%, many ferrite grains will be rolled during hot rolling. Ferrite grains rolled in this way are transformed into an austenite phase during hot rolling, for example, even if transformed into a martensite phase with cooling of the hot rolled sheet, in the structure of the cold rolled annealed sheet produced thereafter. A colony will be formed and ridging resistance will be reduced. Therefore, the slab heating temperature is set to a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more and 1000 ° C or more. The heating time is preferably 10 minutes or more and 24 hours or less.

熱間圧延温度：オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度
熱間圧延温度がオーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度であると、熱間圧延中に多くのフェライト粒を圧延することになる。そのため、熱間圧延温度はオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とする。具体的には、上述のようにスラブ加熱温度を設定するとともに、仕上圧延直後の鋼板の温度、すなわち仕上圧延終了温度を、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に設定すればよい。 Hot rolling temperature: a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more When the hot rolling temperature is a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is less than 80%, a large amount occurs during hot rolling. That is, the ferrite grains of are to be rolled. Therefore, the hot rolling temperature is set to a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more. Specifically, the slab heating temperature is set as described above, and the temperature of the steel sheet immediately after finish rolling, that is, the finish rolling end temperature is set to a temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more. Good.

巻取温度：６００℃以下
上述した条件でのスラブ加熱および圧延の後、鋼板を６００℃以下まで冷却してから巻き取れば、仕上圧延後の鋼板に含まれるオーステナイト相は、本発明の成分系においては、そのほぼ全てがマルテンサイト相に変態する。これにより、熱延板の組織には、面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれることとなり、後述する冷間圧延用の素材として好適な熱延板とすることができる。しかしながら、鋼板を６００℃以下まで冷却せずに巻き取ると、巻き取り後の冷却中に、鋼板に含まれるオーステナイト相の一部がフェライト相へと変態することとなり、後述する冷間圧延用の素材としては適切でない熱延板となる。 Winding temperature: 600 ° C. or less After slab heating and rolling under the above-described conditions, if the steel sheet is cooled to 600 ° C. or less and then wound up, the austenite phase contained in the steel sheet after finish rolling is the component system of the present invention. In, almost all of them transform into the martensite phase. As a result, the structure of the hot-rolled sheet contains a martensite phase having an area ratio of 80% or more, and the hot-rolled sheet suitable as a material for cold rolling described later can be obtained. However, if the steel sheet is wound up without being cooled to 600 ° C. or lower, a part of the austenite phase contained in the steel sheet is transformed into a ferrite phase during the cooling after the winding up, so that the cold rolling The hot rolled sheet is not suitable as a material.

なお、鋼素材の各温度におけるオーステナイト相面積率が既知でない場合は以下の方法で決定することができる。 When the austenite phase area ratio at each temperature of the steel material is not known, it can be determined by the following method.

まず、鋼スラブから鋼片を採取し、７００〜１３００℃の範囲において、各温度で鋼片を１時間保持し、その後水冷する。この時、高温状態においては、本発明の成分系においては鋼の組織中にはフェライト相とオーステナイト相の片方あるいは双方が含まれる。高温状態から水冷すると、本発明の成分系においては、フェライト相はフェライト相のまま冷却されるが、オーステナイト相は冷却中にマルテンサイト相へと変態する。すなわち、冷却後の鋼片の組織に含まれるマルテンサイト相の面積率が高温状態での各温度におけるオーステナイト相の面積率であり、冷却後の鋼片の組織に含まれるフェライト相の面積率が高温状態での各温度におけるフェライト相の面積率となる。冷却後の鋼片の組織に含まれる各相の面積率は、以下の手法にて求める。 First, a steel slab is sampled from a steel slab, and the steel slab is held for 1 hour at each temperature in the range of 700 to 1300 ° C., and then water cooled. At this time, in the high temperature state, in the composition system of the present invention, one or both of the ferrite phase and the austenite phase are contained in the structure of the steel. When water cooling is performed from a high temperature state, in the component system of the present invention, the ferrite phase is cooled as it is, but the austenite phase is transformed into the martensite phase during cooling. That is, the area ratio of the martensite phase contained in the structure of the steel piece after cooling is the area ratio of the austenite phase at each temperature in the high temperature state, and the area ratio of the ferrite phase contained in the structure of the steel piece after cooling. It is the area ratio of the ferrite phase at each temperature in the high temperature state. The area ratio of each phase contained in the structure of the cooled steel slab is obtained by the following method.

水冷して得られた高温状態にて保持済みの鋼片を切出し、断面観察を行う。観察を行うためには、組織観察用試験片を採取し、断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ_３Ｆｅ（ＣＮ）_６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影する。なお、光学顕微鏡観察により得られる組織写真にて、フェライト相とマルテンサイト相を明確に判断できるよう、腐食は十分に行う。得られた組織写真を、画像解析によって二値化してマルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、フェライト相の面積率を測定する。ここで、二値化の際の閾値は、組織写真と二値化した画像とを比較し、両者が対応する適切な値を設定する。なお、組織写真にシェーディング（明暗むら）が存在する場合には、二値化前にシェーディング補正処理を実施することが好ましい。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をフェライト相の面積率とする。なお、介在物は無視して算出する。１００％からフェライト相の面積率を差し引いた値を、各温度におけるオーステナイト相面積率とする。 A steel piece held in a high temperature state obtained by cooling with water is cut out and a cross section is observed. In order to perform the observation, a test piece for observing a structure was taken, the cross section was mirror-polished, and then corroded (etched) with Murakami reagent (8% by mass KOH-8% by mass [K ₃ Fe (CN) ₆ ] aqueous solution). , 10 fields are photographed with an optical microscope at a magnification of 400 times. Corrosion is sufficiently performed so that the ferrite phase and the martensite phase can be clearly discerned in the microstructure photograph obtained by observation with an optical microscope. The obtained structure photograph is binarized by image analysis to distinguish and separate the martensite phase and the ferrite phase, and the area ratio of the ferrite phase is measured. Here, as the threshold value for binarization, the tissue photograph is compared with the binarized image, and an appropriate value corresponding to both is set. When the structure photograph has shading (brightness / darkness unevenness), it is preferable to perform shading correction processing before binarization. The measurement results are averaged over all 10 fields of view, and the calculated value is used as the area ratio of the ferrite phase. The inclusions are ignored and calculated. The value obtained by subtracting the area ratio of the ferrite phase from 100% is the austenite phase area ratio at each temperature.

例えば、鋼素材を８４０℃にて１時間保持し、水冷した組織に含まれるマルテンサイト相およびフェライト相の面積率がそれぞれ７２％および２８％であった場合、その鋼素材において、８４０℃は、オーステナイト相の面積率が７２％である組織を有する温度であり、かつフェライト相の面積率が２８％である組織を有する温度である。 For example, when the steel material is held at 840 ° C for 1 hour and the area ratios of the martensite phase and the ferrite phase contained in the water-cooled structure are 72% and 28%, respectively, in the steel material, 840 ° C is This is the temperature at which the structure has an austenite phase area ratio of 72% and the temperature at which the structure has a ferrite phase area ratio of 28%.

また、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とは、上記の方法で各温度におけるオーステナイト相の面積率を決定した結果、その面積率が８０％以上である範囲内の温度である。例えば、鋼素材を各温度にて１時間保持し、水冷した組織に含まれるマルテンサイト相の面積率を測定した時に、８６０℃以上１０４０℃以下ではその面積率が８０％以上であり、それ以外の温度ではその面積率が８０％未満であった場合、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度は、８６０℃以上１０４０℃以下の範囲内の温度である。 The temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more means that the area ratio of the austenite phase at each temperature is determined by the above method, and the temperature within the range where the area ratio is 80% or more. Is. For example, when the area ratio of the martensite phase contained in the water-cooled structure is measured by holding the steel material at each temperature for 1 hour, the area ratio is 80% or more at 860 ° C or more and 1040 ° C or less, and other than that. When the area ratio is less than 80% at the temperature of 1, the temperature having a structure in which the area ratio of the austenite phase is 80% or more is a temperature in the range of 860 ° C or more and 1040 ° C or less.

オーステナイト相の面積率が８０％以上である温度範囲が狭いかあるいは無く、上述した条件にて熱間圧延を行うことができないような成分組成であった場合は、Ｃ、Ｍｎ、ＮｉおよびＮなどに代表されるオーステナイト相の安定度を上昇させる元素の含有量を高くしたり、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒに代表されるオーステナイト相の安定度を低下させる元素の含有量を低くしたりして、上記の条件にて熱間圧延を行うことができるような成分組成に調整することができる。 When the area ratio of the austenite phase is 80% or more has a narrow or no temperature range and the composition is such that hot rolling cannot be performed under the above-mentioned conditions, C, Mn, Ni, N, etc. To increase the content of elements that increase the stability of the austenite phase, or to reduce the content of elements that decrease the stability of the austenite phase represented by Si, Al and Cr, It is possible to adjust the component composition such that hot rolling can be performed under the conditions of.

なお、熱間圧延工程のうち、スラブ加熱から仕上圧延までは、上述した組織観察方法によって求めた各温度におけるオーステナイト相面積率をもとに、上述した熱間圧延条件となるように条件を調整して実施すればよい。 In the hot rolling process, from slab heating to finish rolling, based on the austenite phase area ratio at each temperature obtained by the above-described structure observation method, the conditions are adjusted to be the above hot rolling conditions. It can be carried out.

こうして作製した熱延板には、面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれることとなる。この熱延板を酸洗して冷間圧延用素材とし、次に冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて７２０℃以上８００℃以下の範囲で５秒間以上保持する冷延板焼鈍を行って、冷延焼鈍板を得る。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板にはスキンパス圧延や研磨を行ってもよい。特にスキンパス圧延は、形状矯正や降伏点伸び除去のため、０．３〜２．０％の伸び率で施すことが好ましい。なお、上述した各工程の一部または全ては、それぞれ繰り返し実施してもよい。 The hot-rolled sheet thus produced contains an area ratio of 80% or more of the martensite phase. This hot-rolled sheet is pickled to be a material for cold rolling, then cold-rolled, and then cold-rolled sheet is annealed in a continuous annealing line in the range of 720 ° C to 800 ° C for 5 seconds or more. , To obtain a cold rolled annealed plate. After annealing the cold-rolled sheet, pickling is performed on the pickling line to remove the scale. The scale-removed cold-rolled sheet may be subjected to skin pass rolling or polishing. In particular, skin pass rolling is preferably performed at an elongation rate of 0.3 to 2.0% in order to correct the shape and remove the elongation at yield. Note that some or all of the above-described steps may be repeatedly performed.

冷間圧延用素材の組織：マルテンサイト相の面積率が８０％以上
冷間圧延用素材に面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれていないと、残部のフェライト相の面積率が高いこととなり、冷間圧延にて多量のフェライト粒を圧延することとなる。この圧延されたフェライト粒は、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなり、耐リジング性を低下させる。なお、冷間圧延用素材のマルテンサイト相の面積率は、冷間圧延用素材から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、上述した組織観察法を用いて求めればよい。 Structure of material for cold rolling: area ratio of martensite phase is 80% or more If the material for cold rolling does not contain martensite phase of 80% or more in area ratio, the area ratio of the remaining ferrite phase is high. This means that a large amount of ferrite grains will be rolled by cold rolling. The rolled ferrite grains form colonies in the structure of the cold-rolled annealed sheet to be manufactured thereafter, and reduce the ridging resistance. Incidentally, the area ratio of the martensite phase of the material for cold rolling may be obtained by taking a structure observation test piece from the material for cold rolling, mirror-polishing the cross section in the rolling direction, and using the above-described structure observation method. .

冷延板焼鈍：７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持
冷延板焼鈍温度が７２０℃未満であると、冷延板に含まれるマルテンサイト相がフェライト相に十分に変態せず、また、フェライト相が十分に再結晶せず、冷延焼鈍板に十分な成型性が得られない。また、冷延板焼鈍温度が８００℃を超えると、鋼中に多量のオーステナイト相が生成することとなり、このオーステナイト相が焼鈍後の冷却過程にてマルテンサイト相に変態し、冷延焼鈍板に十分な成形性が得られない。 Cold-rolled sheet annealing: Hold in the temperature range of 720 to 800 ° C for 5 seconds or more. When the cold-rolled sheet annealing temperature is lower than 720 ° C, the martensite phase contained in the cold-rolled sheet does not sufficiently transform into a ferrite phase, and However, the ferrite phase is not sufficiently recrystallized, and the cold-rolled annealed sheet cannot have sufficient formability. Further, if the cold-rolled sheet annealing temperature exceeds 800 ° C., a large amount of austenite phase is generated in the steel, and this austenite phase transforms into the martensite phase in the cooling process after annealing, and becomes a cold-rolled annealed sheet. Sufficient moldability cannot be obtained.

冷延板焼鈍時間が５秒間未満であると、冷延板に含まれるマルテンサイト相がフェライト相に十分に変態せず、また、フェライト相が十分に再結晶せず、冷延焼鈍板に十分な成型性が得られない。 If the cold-rolled sheet annealing time is less than 5 seconds, the martensite phase contained in the cold-rolled sheet is not sufficiently transformed into the ferrite phase, and the ferrite phase is not sufficiently recrystallized, which is sufficient for the cold-rolled annealed sheet. It does not have good moldability.

なお、本発明に定義するフェライト系ステンレス鋼板とは、上述した組織観察法を用いフェライト相の面積率が９０％以上と認められる鋼板であり、このような組織が冷延板焼鈍によって得られればよい。これは、冷延焼鈍板の組織に含まれるフェライト相の面積率が９０％未満であると、すなわち、冷延焼鈍板の組織に含まれるマルテンサイト相の面積率が１０％を超えると、鋼板が硬質化して、成形性が低下するためである。 The ferritic stainless steel sheet defined in the present invention is a steel sheet in which the area ratio of the ferrite phase is recognized to be 90% or more by using the above-mentioned structure observation method, and if such a structure is obtained by cold-rolled sheet annealing. Good. This is because when the area ratio of the ferrite phase contained in the structure of the cold rolled annealed plate is less than 90%, that is, when the area ratio of the martensite phase contained in the structure of the cold rolled annealed plate exceeds 10%, the steel sheet Is hardened and the moldability is lowered.

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。 No. 1 in Table 1. Ferrite-based stainless steel having the composition of components 1-1 to 1-3 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a 100 kg steel ingot.

その後、鋼スラブのボトム部から鋼片を１ｋｇ採取し、７００℃〜１３００℃の範囲において、２０℃刻みの各温度で鋼片を１時間保持し、その後水冷した。得られた焼鈍済みの鋼片を切出し、断面観察を行った。観察は、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ_３Ｆｅ（ＣＮ）_６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影することで実施した。得られた組織写真を、画像解析によって二値化して、マルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、マルテンサイト相の面積率を測定した。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をマルテンサイト相の面積率とした。なお、介在物は無視して算出した。得られたマルテンサイト相の面積率の値を、各温度におけるオーステナイト相面積率とした。この結果において、オーステナイト相面積率が８０％以上であった最高の温度および最低の温度を、それぞれγ相面積率８０％以上上限温度および下限温度とした。 After that, 1 kg of a steel slab was sampled from the bottom portion of the steel slab, and the steel slab was held for 1 hour at each temperature in steps of 20 ° C. in the range of 700 ° C. to 1300 ° C., and then water cooled. The obtained annealed steel piece was cut out and the cross-section was observed. For the observation, a test piece for observing the structure was sampled, the cross section in the rolling direction was mirror-polished, and then corroded (etched) with Murakami reagent (8 mass% KOH-8 mass% [K ₃ Fe (CN) ₆ ] aqueous solution) It was carried out by photographing 10 fields of view with a microscope at a magnification of 400 times. The obtained structure photograph was binarized by image analysis, the martensite phase and the ferrite phase were identified and separated, and the area ratio of the martensite phase was measured. The measurement results were averaged over all 10 visual fields, and the calculated value was defined as the area ratio of the martensite phase. The inclusions were ignored and calculated. The value of the obtained area ratio of the martensite phase was defined as the austenite phase area ratio at each temperature. In this result, the highest temperature and the lowest temperature at which the austenite phase area ratio was 80% or more were defined as the γ phase area ratio 80% or more upper limit temperature and lower limit temperature, respectively.

鋼スラブのうち、鋼片を採取した残部を５分割し、表１に示す各スラブ加熱温度まで加熱して１時間保持した後、加熱炉から取り出してから１０秒後に熱間圧延を開始し、板厚４．０ｍｍの熱延板を得た。熱間圧延においては、最終パス直後の温度を測定し、各仕上圧延終了温度とした。なお、全ての熱間圧延は加熱温度と仕上圧延終了温度の間の温度にて行ったこととなる。仕上圧延の後、熱延板に水を吹き付け、熱延板を各巻取温度まで冷却した。その後、熱延板を各巻取温度に保持したＡｒ雰囲気を有する電気炉の中に１時間保持し、その後炉冷する処理（巻取処理）を施した。この処理により、実際の製造ラインにて熱延板を各巻取温度にて巻き取った際の熱延板の温度履歴を模擬した。それぞれの加熱温度、仕上圧延温度、巻取温度を表１に示す。 Of the steel slab, the remaining part of the steel slab was divided into 5 parts, heated to each slab heating temperature shown in Table 1 and held for 1 hour, and then started hot rolling 10 seconds after being taken out from the heating furnace, A hot rolled plate having a plate thickness of 4.0 mm was obtained. In hot rolling, the temperature immediately after the final pass was measured and used as the finish rolling finish temperature. In addition, all hot rolling was performed at a temperature between the heating temperature and the finish rolling finishing temperature. After the finish rolling, water was sprayed on the hot-rolled sheet to cool the hot-rolled sheet to each coiling temperature. Then, the hot-rolled sheet was held in an electric furnace having an Ar atmosphere maintained at each winding temperature for 1 hour, and then subjected to furnace cooling treatment (winding treatment). By this process, the temperature history of the hot rolled sheet when the hot rolled sheet was wound at each winding temperature in the actual production line was simulated. Table 1 shows each heating temperature, finish rolling temperature, and winding temperature.

熱延板が室温まで降温した後、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。この冷間圧延用素材から組織観察用試験片を切り出し、上述した方法にて断面観察を行って、冷間圧延用素材の組織を調査した。マルテンサイト相の面積率が８０％以上であるものを「○」、８０％未満であるものを「▲」と評価した。 After the temperature of the hot-rolled sheet was lowered to room temperature, both front and back surfaces were ground to remove the scale, and used as a material for cold rolling. A structure observation test piece was cut out from this cold rolling material, and a cross-section was observed by the above-mentioned method to investigate the structure of the cold rolling material. The martensite phase having an area ratio of 80% or more was evaluated as “◯”, and the martensite phase area ratio of less than 80% was evaluated as “▲”.

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。得られた冷延板は、表１に示す各温度で各時間焼鈍し、冷延焼鈍板を得た。 The material for cold rolling was then cold rolled into a cold rolled sheet having a thickness of 1.0 mm. The obtained cold rolled sheet was annealed at each temperature shown in Table 1 for each hour to obtain a cold rolled annealed sheet.

その後、得られた冷延焼鈍板の断面観察を行った。観察は、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ_３Ｆｅ（ＣＮ）_６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影することで実施した。得られた組織写真を、画像解析によって二値化して、マルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、フェライト相の面積率を測定した。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をフェライト相の面積率とした。なお、介在物は無視して算出した。その結果、得られた冷延焼鈍板のフェライト相の面積率は、いずれも９０％以上であることを確認した。 Then, the cross-section of the obtained cold rolled annealed plate was observed. For the observation, a test piece for observing the structure was sampled, the cross section in the rolling direction was mirror-polished, and then corroded (etched) with Murakami reagent (8 mass% KOH-8 mass% [K ₃ Fe (CN) ₆ ] aqueous solution) It was carried out by photographing 10 fields of view with a microscope at a magnification of 400 times. The obtained structure photograph was binarized by image analysis to distinguish and separate the martensite phase and the ferrite phase, and the area ratio of the ferrite phase was measured. The measurement results were averaged over all 10 visual fields, and the calculated value was defined as the area ratio of the ferrite phase. The inclusions were ignored and calculated. As a result, it was confirmed that the area ratio of the ferrite phase in each of the obtained cold rolled annealed plates was 90% or more.

得られた冷延焼鈍板のうち、上記の組織観察用試験片を採取した残部は、通常の方法で酸洗し、０．８％のスキンパス圧延を施した。 Of the obtained cold rolled annealed plate, the rest of the sample for observing the structure was pickled by a usual method and 0.8% skin pass rolled.

以上の製造条件で得られた冷延焼鈍酸洗板を、以下に示す評価に供した。 The cold rolled annealed pickled plate obtained under the above manufacturing conditions was subjected to the evaluation shown below.

＜耐食性＞
冷延焼鈍板酸洗板をせん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍに切出した。切り出し後、エメリー研磨紙で６００番まで研磨し、中性洗剤を用いて洗浄した後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行った。得られた鋼板に対してＪＡＳＯＭ６０９−９１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、鋼板中心の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３０％以下であったものを「○」（合格：優れている）、３０％超〜４０％以下であったものを「□」（合格）、４０％よりも大きかったものを「▲」（不合格）と評価した。 <Corrosion resistance>
The cold rolled annealed plate pickled plate was cut into a length of 80 mm and a width of 60 mm by shearing. After cutting out, it was ground to # 600 with emery polishing paper, washed with a neutral detergent, and then ultrasonically degreased in ethanol for 5 minutes. The obtained steel sheet was subjected to a corrosion test according to JASO M609-91 to evaluate the corrosion resistance. The test piece was placed in the test apparatus with its end and back surface covered with vinyl tape, and with its lengthwise direction being vertical and with an inclination of 60 °. One cycle was performed by spraying salt water (5 mass% NaCl aqueous solution, 35 ° C.) for 2 h → drying (60 ° C., relative humidity 40%) 4 h → wetting (50 ° C., relative humidity 95% or more) 2 h, and performed 3 cycles. After the test, an external view of the corroded surface was taken, and the area ratio of 30 mm × 30 mm at the center of the steel plate was calculated from the obtained photograph to analyze the rust area ratio by image analysis. Those with a rust area ratio of 30% or less were "○" (pass: excellent), those with a rust area ratio of over 30% to 40% or less were "□" (pass), those with a rust area ratio of greater than 40%. It was evaluated as "▲" (failed).

＜耐リジング性＞
さらに、ＪＩＳＺ２２４１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＃１０００のエメリーペーパーを用いて湿式研磨した後、引張試験を同規格に準拠して行い、２０％の引張歪みを付与した。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とし、０．０５ｍｍずつ位置をずらしながら高さを測定した。このため、１ライン当たりの高さデータ数は、始点終点を含めて３２１点となった。また、各ラインの間隔を１ｍｍとして、合計５１ライン測定した。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（ＦｉｎｉｔｅＩｍｐｕｌｓｅＲｅｓｐｏｎｓｅ）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、すなわち計８０点のデータを排除した。その後、まず、各ラインの算術平均うねりＷａを求め、次に、各ラインにて得られたＷａを全５１ラインについて平均し、リジング高さとした。リジング高さが１．５μｍ以下の場合を「○」（合格）、１．５μｍ超の場合を「▲」（不合格）とした。 <Ridging resistance>
Further, a No. 5 test piece specified in JIS Z 2241 was sampled so that the rolling direction was the longitudinal direction of the test piece, and the surface thereof was wet-polished using # 1000 emery paper, and then a tensile test was conducted under the same standard. Was carried out in accordance with the above procedure, and a tensile strain of 20% was applied. Then, the surface shape was measured using a laser displacement meter in the direction perpendicular to the rolling direction on the polished surface at the center of the parallel portion of the test piece. The measurement length was 16 mm per line, and the height was measured while shifting the position by 0.05 mm. Therefore, the number of height data per line was 321 points including the start point and the end point. Further, a total of 51 lines were measured with the interval between the lines being 1 mm. The obtained shape data of each line is subjected to smoothing and waviness removal processing using a Hanning window function type FIR (Finite Impulse Response) bandpass filter with a high-cut filter wavelength of 0.8 mm and a low-cut filter wavelength of 8 mm. It was Then, based on the shape data of each processed line, the data for 2 mm at each end of each line, that is, the data of 80 points in total was excluded. Then, first, the arithmetic average waviness Wa of each line was obtained, and then the Wa obtained in each line was averaged for all 51 lines to obtain a ridging height. The case where the ridging height was 1.5 μm or less was designated as “◯” (pass), and the case where it was more than 1.5 μm was designated as “▲” (fail).

得られた結果を表１に示す。鋼の成分組成が本発明の範囲内であり、かつ、スラブ加熱温度が１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に加熱した後、全ての圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻取処理を行う熱間圧延を実施し、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板とし、さらに、その熱延板の冷間圧延を実施し冷延板として、さらに、その冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍を行って得たフェライト系ステンレス鋼、すなわち発明鋼は、いずれも耐食性の評価が「○」または「□」であり、かつ、耐リジング性の評価が「○」であり、耐食性に優れるとともに、耐リジング性に優れることが分かった。 Table 1 shows the obtained results. After the composition of the steel is within the scope of the present invention, and the slab heating temperature is 1000 ° C. or more and the area ratio of the austenite phase is 80% or more, the entire composition is heated to a temperature of austenite phase. Hot rolling is performed in a temperature range having a structure with an area ratio of 80% or more, and then cooled to a temperature of 600 ° C. or less, and then hot-rolled to carry out a martensite phase area ratio of 80%. Annealing is carried out to obtain a hot-rolled sheet having the above structure, cold-roll the hot-rolled sheet as a cold-rolled sheet, and further hold the cold-rolled sheet in the temperature range of 720 to 800 ° C for 5 seconds or more. The ferritic stainless steel obtained by performing, i.e., the invention steels, each have a corrosion resistance evaluation of "○" or "□", and a ridging resistance evaluation of "○", which is excellent in corrosion resistance, Rigi resistance It was found to be excellent in grayed property.

製造方法Ｎｏ．１−１−３、１−２−３、および、１−３−３の比較例は、熱間圧延の仕上圧延温度が低く、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。 Manufacturing method No. In Comparative Examples 1-1-3, 1-2-3, and 1-3-3, the finish rolling temperature in hot rolling is low, and a large amount of ferrite grains are rolled in hot rolling and cold rolling. Therefore, it was inferior in ridging resistance.

製造方法Ｎｏ．１−１−４、１−２−４、および、１−３−４の比較例は、熱間圧延のスラブ加熱温度が高く、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。 Manufacturing method No. In Comparative Examples 1-1-4, 1-2-4, and 1-3-4, the slab heating temperature in hot rolling is high, and a large amount of ferrite grains are rolled in hot rolling and cold rolling. Therefore, it was inferior in ridging resistance.

製造方法Ｎｏ．１−１−５、１−２−５、および、１−３−５の比較例は、巻取温度が高く、冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。 Manufacturing method No. In Comparative Examples 1-1-5, 1-2-5, and 1-3-5, the winding temperature was high, and a large amount of ferrite grains were rolled in the cold rolling. It was inferior.

また、Ｃｒ含有量が好ましい範囲のＮｏ．１−２、１−３は、Ｃｒ含有量が好ましい範囲外のＮｏ．１−１と比較して、優れた耐食性を有する。 In addition, No. 3 in which the Cr content is in a preferable range. Nos. 1-2 and 1-3 were No. 1 having Cr contents outside the preferable range. It has excellent corrosion resistance as compared with 1-1.

表２のＮｏ．２−１〜２−２１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板である冷延焼鈍酸洗板を、表２に示した製造条件にて製造した。 No. of Table 2 Cold-rolled annealed pickled sheets, which are ferritic stainless steel sheets, having the component compositions shown in 2-1 to 2-21 (the balance being Fe and unavoidable impurities) were produced under the production conditions shown in Table 2.

それぞれのγ相面積率８０％以上上限温度および下限温度、および、熱間圧延のスラブ加熱温度、各仕上圧延終了温度、巻取温度の各製造条件、および、冷間圧延用素材の組織の各評価結果を表２に示す。 Each γ phase area ratio 80% or more Upper and lower limit temperatures, slab heating temperature of hot rolling, finish rolling end temperature, winding temperature, manufacturing conditions, and cold rolling material structure The evaluation results are shown in Table 2.

得られた冷延焼鈍酸洗板のフェライト相の面積率が、いずれも９０％以上であることを確認の上、実施例１に示した各試験に供し、耐食性、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。 After confirming that the area ratio of the ferrite phase of each of the obtained cold rolled annealed pickled sheets was 90% or more, each was subjected to each test shown in Example 1 to evaluate the corrosion resistance and the ridging resistance. . Table 2 shows the obtained results.

発明鋼は、いずれも耐食性の評価が「○」であり、かつ、耐リジング性の評価が「○」であり、耐食性に優れるとともに、耐リジング性に優れることが分かった。 It was found that all of the invention steels had a corrosion resistance rating of “◯” and a ridging resistance rating of “◯”, and thus were excellent in corrosion resistance and ridging resistance.

試験Ｎｏ．２−１７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。 Test No. In the comparative example 2-17, the Cr content was lower than the component range of the present invention, so the corrosion resistance was poor.

試験Ｎｏ．２−１８、２−１９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、耐食性が劣っていた。 Test No. In Comparative Examples 2-18 and 2-19, the contents of C and N were higher than the ranges of the components of the present invention, respectively, and therefore the corrosion resistance was poor.

試験Ｎｏ．２−２０、２−２１の比較例は、それぞれＳｉとＣｒとの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、熱延時に鋼中にオーステナイト相が十分に生成せず、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性が劣っていた。 Test No. In Comparative Examples 2-20 and 2-21, since the contents of Si and Cr are higher than the component ranges of the present invention, respectively, the austenite phase was not sufficiently generated in the steel during hot rolling, and hot rolling and Since a large amount of ferrite grains were rolled in the cold rolling, the ridging resistance was poor.

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。 Since the ferritic stainless steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance and further excellent ridging resistance, it can be used for household cooking appliances, household appliances parts, office supplies parts, automobile interior parts, automobile exhaust pipes, building materials. It can be preferably used for applications such as.

Claims

In mass%,
C: 0.001-0.040%,
Si: 0.05-0.30%,
Mn: 0.05-1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.001 to 0.300%,
Cr: 10.5-14.5%,
Ni: 0.01 to 0.92 %
And N: 0.001 to 0.100%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
A ferritic stainless steel sheet having a ridging height of 1.5 μm or less on the surface of a steel sheet having a tensile strain of 20% applied in the rolling direction.

Furthermore, in mass%,
Co: 0.01 to 0.50%,
Cu: 0.01 to 0.80%,
Mo: 0.01 to 0.50%
And W: the ferritic stainless steel sheet according to claim 1, containing one or more selected from 0.01 to 0.50%.

Furthermore, in mass%,
Ti: 0.01 to 0.10%,
V: 0.01 to 0.10%,
Zr: 0.01 to 0.10%,
Nb: 0.01 to 0.10%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Mg: 0.0005 to 0.0100%,
Ca: 0.0003 to 0.0030%,
Y: 0.01 to 0.20%
And REM (rare earth metal): ferritic stainless steel sheet according to claim 1 or 2, containing one or more selected from 0.001 to 0.100%.

Furthermore, in mass%,
Sn: 0.001 to 0.500%
And Sb: 1 type or 2 types selected from 0.001 to 0.500% are contained, The ferritic stainless steel plate in any one of Claims 1-3.

In mass%,
C: 0.001-0.040%,
Si: 0.05-0.30%,
Mn: 0.05-1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.030% or less,
Al: 0.001 to 0.300%,
Cr: 10.5-14.5%,
Ni: 0.01-1.00%
And N: 0.001 to 0.100%, with the balance being Fe and inevitable impurities.
A method for producing a ferritic stainless steel sheet having a ridging height of 1.5 μm or less on the surface of a steel sheet to which a tensile strain of 20% is applied in the rolling direction ,
After heating the steel slab having the above-described composition to a temperature having a structure having an area ratio of austenite phase of 1000 ° C. or more and 80% or more, all hot rolling is performed to a structure having an area ratio of austenite phase of 80% or more. In a temperature range having a temperature of 600 ° C., and then hot rolling after cooling to a temperature of 600 ° C. or lower to obtain a hot-rolled sheet having a structure in which the area ratio of martensite phase is 80% or more. Inter-rolling process,
A cold rolling step of cold rolling the hot rolled sheet into a cold rolled sheet,
A method for producing a ferritic stainless steel sheet, comprising: an annealing step of holding the cold rolled sheet in a temperature range of 720 to 800 ° C. for 5 seconds or more.

In addition to the above component composition, further in mass%,
Co: 0.01 to 0.50%,
Cu: 0.01 to 0.80%,
Mo: 0.01 to 0.50%
And W: The manufacturing method of the ferritic stainless steel plate of Claim 5 containing 1 type (s) or 2 or more types selected from 0.01 to 0.50%.

In addition to the above component composition, further in mass%,
Ti: 0.01 to 0.10%,
V: 0.01 to 0.10%,
Zr: 0.01 to 0.10%,
Nb: 0.01 to 0.10%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Mg: 0.0005 to 0.0100%,
Ca: 0.0003 to 0.0030%,
Y: 0.01 to 0.20%
And REM (rare earth metal): 0.001 to 0.100%, 1 or 2 or more types selected from are contained, The manufacturing method of the ferritic stainless steel plate of Claim 5 or 6.

In addition to the above component composition, further in mass%,
Sn: 0.001 to 0.500%
And Sb: The manufacturing method of the ferritic stainless steel sheet in any one of Claims 5-7 containing 1 type or 2 types selected from 0.001 to 0.500%.