JP6809513B2 - 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、耐初期発銹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は、その優れた耐食性および価格安定性から、自動車部品、厨房機器、電気機器や建材建具などの様々な用途に使用されている。
このようなフェライト系ステンレス鋼として、例えば、特許文献１には、
「C：0.02wt％以下、Si：1.0 wt％以下、Mn：1.0 wt％以下、Cr：５〜50wt％、P：0.05wt％以下、S：0.015 wt％以下、N：0.02wt％以下、Al：0.005 wt％以下、O：0.01wt％以下、Ti：0.08wt％以上かつ６×（C＋N）以上、0.5 wt％以下、Ni, CuおよびCoのうちから選んだ少なくとも１種：0.1 〜1.0 wt％、Ca：0.0005〜0.0050wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90wt％、Al2O3：50wt％以下およびCaO：５〜50wt％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性と成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
「C：0.02wt％以下、Si：1.0 wt％以下、Mn：1.0 wt％以下、Cr：５〜50wt％、P：0.05wt％以下、S：0.015 wt％以下、N：0.02wt％以下、Al：0.005 wt％以下、O：0.01wt％以下、Ti：0.08wt％以上かつ６×（C＋N）以上、0.5 wt％以下、Ni, CuおよびCoのうちから選んだ少なくとも１種：0.1 〜1.0 wt％、Ca：0.0005〜0.0050wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、鋼中の脱酸生成物に起因した酸化物系介在物の組成が、Ti酸化物：20〜90wt％、Al2O3：50wt％以下およびCaO：５〜50wt％の範囲を満足することを特徴とする表面性状が良好で耐食性と成形加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
ところで、近年、自動車部品には、部品重量の軽減やコスト低減の目的から、薄肉化が要望されている。
自動車部品のうち、自動車排気系部品では、耐食性を確保する観点から、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板が使用される場合がある。
しかし、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板を薄肉化すると、耐初期発銹性が低下する場合があり、この点が問題となっているのが現状である。
自動車部品のうち、自動車排気系部品では、耐食性を確保する観点から、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板が使用される場合がある。
しかし、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板を薄肉化すると、耐初期発銹性が低下する場合があり、この点が問題となっているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、Tiを含有し、かつ、板厚を薄くしても、優れた耐初期発銹性が得られるフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記課題を解決するために種々検討を重ね、以下の知見を得た。
１）ステンレス鋼板の初期発銹は、表面欠陥や介在物に起因した不動態皮膜の異常部から起こる場合が多い。
２）Ti含有フェライト系ステンレス鋼板では、鋼板表面に露出したTiNが、発銹の起点となる場合がある。
３）特に、薄肉化のため、製造過程での冷間圧延の圧下率を高くすると、冷間圧延時に熱延板の表層部に位置するTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（以下、破砕TiNともいう）が圧延方向に連なって図１のようなTiN集合体を形成する。
破砕TiN同士の間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が大幅に低下する。
１）ステンレス鋼板の初期発銹は、表面欠陥や介在物に起因した不動態皮膜の異常部から起こる場合が多い。
２）Ti含有フェライト系ステンレス鋼板では、鋼板表面に露出したTiNが、発銹の起点となる場合がある。
３）特に、薄肉化のため、製造過程での冷間圧延の圧下率を高くすると、冷間圧延時に熱延板の表層部に位置するTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（以下、破砕TiNともいう）が圧延方向に連なって図１のようなTiN集合体を形成する。
破砕TiN同士の間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が大幅に低下する。
そこで、発明者らは、上記の知見を基に、種々の実験を行い、さらに検討を重ねた。
その結果、
４）鋼板表面において破砕TiNの発生を極力抑制する、具体的には、破砕TiNを含む微細なTiNから構成されるTiN集合体の鋼板表面での存在密度を50個/mm2以下に抑制すれば、板厚を薄くしても優れた耐初期発銹性が得られる、
ことを知見した。
また、
５）鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を50個/mm2以下に抑制するには、Ti含有量を適正な範囲に調整するとともに、冷間圧延前に、TiNが多く分布する熱延板の表層部、具体的には、鋼板表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、かつ、冷間圧延における総圧下率を60〜85％としつつ、１パス当たりの圧下率を25％以下することが極めて重要であり、
これによって、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数、ひいては、最終製品段階で鋼板表面に露出するTiNが減少し、その結果、優れた耐初期発銹性を得ることが可能になる、
との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
その結果、
４）鋼板表面において破砕TiNの発生を極力抑制する、具体的には、破砕TiNを含む微細なTiNから構成されるTiN集合体の鋼板表面での存在密度を50個/mm2以下に抑制すれば、板厚を薄くしても優れた耐初期発銹性が得られる、
ことを知見した。
また、
５）鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を50個/mm2以下に抑制するには、Ti含有量を適正な範囲に調整するとともに、冷間圧延前に、TiNが多く分布する熱延板の表層部、具体的には、鋼板表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、かつ、冷間圧延における総圧下率を60〜85％としつつ、１パス当たりの圧下率を25％以下することが極めて重要であり、
これによって、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数、ひいては、最終製品段階で鋼板表面に露出するTiNが減少し、その結果、優れた耐初期発銹性を得ることが可能になる、
との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
C：0.001〜0.030％、
Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.01〜0.60％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
Cr：17.0〜24.0％、
Ni：0.01〜0.60％、
Al：0.01〜0.15％、
Ti：0.25〜0.35％および
N：0.001〜0.020％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
鋼板表面でのTiN集合体の存在密度が50個/mm2以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。
１．質量％で、
C：0.001〜0.030％、
Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.01〜0.60％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
Cr：17.0〜24.0％、
Ni：0.01〜0.60％、
Al：0.01〜0.15％、
Ti：0.25〜0.35％および
N：0.001〜0.020％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
鋼板表面でのTiN集合体の存在密度が50個/mm2以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。
２．前記成分組成が、さらに質量％で、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
４．板厚が0.1〜1.2mmである、前記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．前記１〜４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする、熱間圧延工程と、
該熱延板の表層部を除去する、表層部除去工程と、
該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする、冷間圧延工程と
をそなえ、
前記表層部除去工程では、前記熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、
前記冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を25％以下とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
前記１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする、熱間圧延工程と、
該熱延板の表層部を除去する、表層部除去工程と、
該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする、冷間圧延工程と
をそなえ、
前記表層部除去工程では、前記熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、
前記冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を25％以下とする、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、板厚が薄く、耐初期発銹性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、自動車排気系部品に好適に使用できるので、自動車の重量軽減やコスト低減などの面で極めて有利である。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、自動車排気系部品に好適に使用できるので、自動車の重量軽減やコスト低減などの面で極めて有利である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
まず、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、フェライト系ステンレス鋼板の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
C：0.001〜0.030％
Cは、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、C含有量が0.001％以上で得られる。しかし、C含有量が0.030％を超えると、加工性が低下する。そのため、C含有量は0.001〜0.030％とする。
C含有量の下限は、好ましくは0.003％、より好ましくは0.005％である。
また、C含有量の上限は、好ましくは0.020％、より好ましくは0.015％である。
Cは、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、C含有量が0.001％以上で得られる。しかし、C含有量が0.030％を超えると、加工性が低下する。そのため、C含有量は0.001〜0.030％とする。
C含有量の下限は、好ましくは0.003％、より好ましくは0.005％である。
また、C含有量の上限は、好ましくは0.020％、より好ましくは0.015％である。
Si：0.01〜0.60％
Siは、脱酸に有用な元素である。その効果は、Si含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Si含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Siの含有量は0.01〜0.60％とする。
Si含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Si含有量の上限は、好ましくは0.30％、より好ましくは0.20％である。
Siは、脱酸に有用な元素である。その効果は、Si含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Si含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Siの含有量は0.01〜0.60％とする。
Si含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Si含有量の上限は、好ましくは0.30％、より好ましくは0.20％である。
Mn：0.01〜0.60％
Mnは、鋼の強度を高める効果がある。その効果は、Mn含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mn含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Mnの含有量は0.01〜0.60％とする。
Mn含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Mn含有量の上限は、好ましく0.40％、より好ましくは0.20％である。
Mnは、鋼の強度を高める効果がある。その効果は、Mn含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mn含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。そのため、Mnの含有量は0.01〜0.60％とする。
Mn含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Mn含有量の上限は、好ましく0.40％、より好ましくは0.20％である。
P：0.05％以下
Pは、ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素である。よって、Pは極力少ない方が好ましく、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下である。より好ましくは0.03％以下である。
Pは、ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素である。よって、Pは極力少ない方が好ましく、P含有量は0.05％以下とする。好ましくは0.04％以下である。より好ましくは0.03％以下である。
S：0.01％以下
Ｓは、MnSなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、耐食性を低下させる元素である。よって、Sは極力少ない方が好ましく、S含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.007％以下である。より好ましくは0.005％以下である。
Ｓは、MnSなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、耐食性を低下させる元素である。よって、Sは極力少ない方が好ましく、S含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.007％以下である。より好ましくは0.005％以下である。
Cr：17.0〜24.0％
Crは、ステンレス鋼の耐食性に大きく影響する重要な元素である。ここで、不動態皮膜の形成により良好な耐食性を得るため、Cr含有量は17.0％以上とする必要がある。一方、Crを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Cr含有量は24.0％以下とする。
Cr含有量の下限は、好ましく18.0％。より好ましくは19.0％である。
また、Cr含有量の上限は、好ましくは22.0％、より好ましくは21.0％である。
Crは、ステンレス鋼の耐食性に大きく影響する重要な元素である。ここで、不動態皮膜の形成により良好な耐食性を得るため、Cr含有量は17.0％以上とする必要がある。一方、Crを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Cr含有量は24.0％以下とする。
Cr含有量の下限は、好ましく18.0％。より好ましくは19.0％である。
また、Cr含有量の上限は、好ましくは22.0％、より好ましくは21.0％である。
Ni：0.01〜0.60％
Niは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Ni含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Ni含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。よって、Ni含有量は0.01〜0.60％とする。
Ni含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Ni含有量の上限は、好ましくは0.40％、より好ましくは0.20％である。
Niは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Ni含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Ni含有量が0.60％を超えると、加工性が低下する。よって、Ni含有量は0.01〜0.60％とする。
Ni含有量の下限は、好ましくは0.05％、より好ましくは0.10％である。
また、Ni含有量の上限は、好ましくは0.40％、より好ましくは0.20％である。
Al：0.01〜0.15％
Alは脱酸に有用な元素である。その効果は、Al含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Al含有量が0.15％を超えると、フェライトの結晶粒径が増大しやすくなり、加工の際の加工部の肌荒れが悪化する。よって、Al含有量は0.01〜0.15％とする。
Al含有量の下限は、好ましくは0.02％、より好ましくは0.04％である。
また、Al含有量の上限は、好ましくは0.10％、より好ましくは0.08％である。
Alは脱酸に有用な元素である。その効果は、Al含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Al含有量が0.15％を超えると、フェライトの結晶粒径が増大しやすくなり、加工の際の加工部の肌荒れが悪化する。よって、Al含有量は0.01〜0.15％とする。
Al含有量の下限は、好ましくは0.02％、より好ましくは0.04％である。
また、Al含有量の上限は、好ましくは0.10％、より好ましくは0.08％である。
Ti：0.25〜0.35％
Tiは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素であり、良好な耐食性を得るために必要な元素である。その効果は、Ti含有量が0.25％以上で得られる。
一方、Ti含有量が増えると、鋼板の製造過程において、溶鋼中からTiNが晶出して、粒径が数μｍにもなるTiNが鋼中に生成しやすくなる。このような粗大なTiNは、高い圧下率の冷間圧延を行うと破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なって鋼板の表層部に存在するようになる。
上述したとおり、かような破砕TiNの間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が低下する。特に、Ti含有量が0.35％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。
よって、Ti含有量は0.25〜0.35％とする。
Ti含有量の下限は、好ましくは0.27％である。
また、Ti含有量の上限は、好ましくは0.33％、より好ましくは0.30％である。
Tiは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素であり、良好な耐食性を得るために必要な元素である。その効果は、Ti含有量が0.25％以上で得られる。
一方、Ti含有量が増えると、鋼板の製造過程において、溶鋼中からTiNが晶出して、粒径が数μｍにもなるTiNが鋼中に生成しやすくなる。このような粗大なTiNは、高い圧下率の冷間圧延を行うと破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なって鋼板の表層部に存在するようになる。
上述したとおり、かような破砕TiNの間には、地鉄のステンレスが入り込みにくく、そのために、破砕TiNの間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となって、耐初期発銹性が低下する。特に、Ti含有量が0.35％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。
よって、Ti含有量は0.25〜0.35％とする。
Ti含有量の下限は、好ましくは0.27％である。
また、Ti含有量の上限は、好ましくは0.33％、より好ましくは0.30％である。
N：0.001〜0.020％
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、N含有量が0.001％以上で得られる。しかし、N含有量が0.020％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。よって、N含有量は0.001〜0.020％とする。
N含有量の下限は、好ましくは0.002％、より好ましくは0.004％である。
また、N含有量の上限は、好ましくは0.015％である。
Nは、Cと同様に、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。その効果は、N含有量が0.001％以上で得られる。しかし、N含有量が0.020％を超えると、破砕TiNの量が多くなって、良好な耐初期発銹性が得られない。よって、N含有量は0.001〜0.020％とする。
N含有量の下限は、好ましくは0.002％、より好ましくは0.004％である。
また、N含有量の上限は、好ましくは0.015％である。
以上、基本成分について説明したが、上記の基本成分に加え、
必要に応じて、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種もしくは２種以上を適宜含有させることができる。
また、必要に応じて、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を、適宜含有させることができる。
必要に応じて、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種もしくは２種以上を適宜含有させることができる。
また、必要に応じて、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を、適宜含有させることができる。
Mo：0.01〜2.50％
Moは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Mo含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mo含有量が2.50％を超えると、強度が過度に高まり、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0.01〜2.50％とする。
Mo含有量の下限は、より好ましくは0.10％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Mo含有量の上限は、より好ましくは2.00％、さらに好ましくは1.00％である。
Moは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Mo含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Mo含有量が2.50％を超えると、強度が過度に高まり、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0.01〜2.50％とする。
Mo含有量の下限は、より好ましくは0.10％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Mo含有量の上限は、より好ましくは2.00％、さらに好ましくは1.00％である。
Cu：0.01〜1.00％
Cuは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Cu含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Cu含有量が1.00％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Cuを含有する場合は、Cu含有量を0.01〜1.00％とする。
Cu含有量の下限は、より好ましくは0.20％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Cu含有量の上限は、より好ましくは0.80％、さらに好ましくは0.50％である。
Cuは、不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。その効果は、Cu含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Cu含有量が1.00％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Cuを含有する場合は、Cu含有量を0.01〜1.00％とする。
Cu含有量の下限は、より好ましくは0.20％、さらに好ましくは0.30％である。
また、Cu含有量の上限は、より好ましくは0.80％、さらに好ましくは0.50％である。
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。その効果は、Co含有量が0.01％で得られる。一方、Co含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する一方、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。
Co含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Co含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
Coは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる元素である。その効果は、Co含有量が0.01％で得られる。一方、Co含有量が0.50％を超えると、その効果が飽和する一方、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。
Co含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Co含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
W：0.01〜0.50％
Wは、Moと同様に、耐食性を向上させる効果がある。その効果は、W含有量が0.01％以上で得られる。しかし、W含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、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。
Wは、Moと同様に、耐食性を向上させる効果がある。その効果は、W含有量が0.01％以上で得られる。しかし、W含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、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。
Nb：0.01〜0.50％
Nbは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Nb含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Nb含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Nbを含有する場合は、Nb含有量を0.01〜0.50％とする。
Nb含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Nb含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
Nbは、CおよびNと優先的に結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Nb含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Nb含有量が0.50％を超えると、強度が過度に高まり、加工性が低下する。そのため、Nbを含有する場合は、Nb含有量を0.01〜0.50％とする。
Nb含有量の下限は、より好ましくは0.10％である。
また、Nb含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
V：0.01〜0.50％
Vは、VNを形成することでCr窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、V含有量が0.01％以上で得られる。しかし、V含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Vを含有する場合は、V含有量を0.01〜0.50％とする。
V含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
Vは、VNを形成することでCr窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、V含有量が0.01％以上で得られる。しかし、V含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Vを含有する場合は、V含有量を0.01〜0.50％とする。
V含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
Zr：0.01〜0.50％
Zrは、CおよびNと結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Zr含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Zr含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Zrを含有する場合は、Zr含有量を0.01〜0.50％とする。
Zr含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
Zrは、CおよびNと結合して、Cr炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。その効果は、Zr含有量が0.01％以上で得られる。しかし、Zr含有量が0.50％を超えると、加工性が低下する。そのため、Zrを含有する場合は、Zr含有量を0.01〜0.50％とする。
Zr含有量の上限は、より好ましくは0.30％、さらに好ましくは0.20％である。
REM：0.001〜0.10％
REMは、耐酸化性を向上させる元素である。その効果は、REM含有量が0.001％以上で得られる。しかし、REM含有量が0.10％を超えると、酸洗性などの製造性が低下する。そのため、REMを含有する場合は、REM含有量を0.001〜0.10％とする。
REMは、耐酸化性を向上させる元素である。その効果は、REM含有量が0.001％以上で得られる。しかし、REM含有量が0.10％を超えると、酸洗性などの製造性が低下する。そのため、REMを含有する場合は、REM含有量を0.001〜0.10％とする。
B：0.0003〜0.0030％
Bは、二次加工脆性を改善する元素である。その効果は、B含有量が0.0003％以上で得られる。しかし、B含有量が0.0030％を超えると、固溶強化により加工性が低下する。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。
Bは、二次加工脆性を改善する元素である。その効果は、B含有量が0.0003％以上で得られる。しかし、B含有量が0.0030％を超えると、固溶強化により加工性が低下する。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。
Ca：0.0003〜0.0030％
Caは、熱間加工性を向上させる元素である。その効果は、Ca含有量が0.0003％以上で得られる。一方、Ca含有量が0.0030％を超えると、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。
Ca含有量の上限は、より好ましくは0.0010％である。
Caは、熱間加工性を向上させる元素である。その効果は、Ca含有量が0.0003％以上で得られる。一方、Ca含有量が0.0030％を超えると、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。
Ca含有量の上限は、より好ましくは0.0010％である。
上記以外の元素は、Feおよび不可避的不純物である。
以上、本発明の実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明したが、ここでは、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を50個/mm2以下に抑制することが肝要である。
鋼板表面でのTiN集合体の存在密度：50個/mm2以下
上述したように、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板の製造途中の熱延板の表層部には、長径：2〜10μm程度の粗大なTiNが存在している。この熱延板に高い圧下率の冷間圧延を行うと、この粗大なTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なった図１のようなTiN集合体が形成される。
なお、図１は、後述する表２のＮｏ．１の供試材の表面を、SEM（走査型電子顕微鏡）の反射電子を用いて4000倍で観察した反射電子像の一例である。
破砕TiN間では、塑性流動性が制限されるため、冷間圧延などの加工を行っても、破砕TiN間には地鉄のステンレスが入り込みにくく、破砕TiN間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となるので、上記した破砕TiNから構成されるTiN集合体が多数存在すると、耐初期発銹性が大幅に低下する。
そのため、耐初期発銹性の向上には、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数を低減して、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を低減することが重要となる。
特に、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度：50個/mm2を超えると、耐初期発銹性が大幅に低下するので、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度は50個/mm2以下とする。好ましくは30個/mm2以下である。
また、下限については特に限定されず、0個/mm2であってもよい。
上述したように、Ti含有フェライト系ステンレス鋼板の製造途中の熱延板の表層部には、長径：2〜10μm程度の粗大なTiNが存在している。この熱延板に高い圧下率の冷間圧延を行うと、この粗大なTiNが破砕され、この破砕された微細なTiN（破砕TiN）が圧延方向に連なった図１のようなTiN集合体が形成される。
なお、図１は、後述する表２のＮｏ．１の供試材の表面を、SEM（走査型電子顕微鏡）の反射電子を用いて4000倍で観察した反射電子像の一例である。
破砕TiN間では、塑性流動性が制限されるため、冷間圧延などの加工を行っても、破砕TiN間には地鉄のステンレスが入り込みにくく、破砕TiN間には隙間が形成される。そして、この隙間が発銹の起点となるので、上記した破砕TiNから構成されるTiN集合体が多数存在すると、耐初期発銹性が大幅に低下する。
そのため、耐初期発銹性の向上には、鋼板表層部において冷間圧延時に破砕されるTiNの数を低減して、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度を低減することが重要となる。
特に、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度：50個/mm2を超えると、耐初期発銹性が大幅に低下するので、鋼板表面でのTiN集合体の存在密度は50個/mm2以下とする。好ましくは30個/mm2以下である。
また、下限については特に限定されず、0個/mm2であってもよい。
ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。
また、TiNの粒長とは、鋼板表面を観察したときに測定される、圧延方向におけるTiNの長さである。
また、TiNの粒長とは、鋼板表面を観察したときに測定される、圧延方向におけるTiNの長さである。
また、TiN集合体の存在密度は、以下のようにして求めたものである。
すなわち、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、鋼板表面における任意の長1.5mm×幅0.5mmの領域を、長さ：30μｍ×幅：10μｍのメッシュに区切って、SEMの反射電子を用いて4000倍で観察する。そして、各メッシュにおいて観察された粒長：0.5μm以上のTiNの個数を数え、粒長：0.5μm以上のTiNの個数が5個以上であったメッシュの数を、TiN集合体の数とする。
これを鋼板表面の任意の3箇所で行い、TiN集合体の合計数を、観察した領域の合計面積で除することにより、TiN集合体の存在密度を求める。
なお、１個の粒長：0.5μm以上のTiNが、複数のメッシュにまたがって存在する場合は、このTiNを、それぞれのメッシュにおいて１個として数えるものとする。
すなわち、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、鋼板表面における任意の長1.5mm×幅0.5mmの領域を、長さ：30μｍ×幅：10μｍのメッシュに区切って、SEMの反射電子を用いて4000倍で観察する。そして、各メッシュにおいて観察された粒長：0.5μm以上のTiNの個数を数え、粒長：0.5μm以上のTiNの個数が5個以上であったメッシュの数を、TiN集合体の数とする。
これを鋼板表面の任意の3箇所で行い、TiN集合体の合計数を、観察した領域の合計面積で除することにより、TiN集合体の存在密度を求める。
なお、１個の粒長：0.5μm以上のTiNが、複数のメッシュにまたがって存在する場合は、このTiNを、それぞれのメッシュにおいて１個として数えるものとする。
また、粒長：0.5μm以上のTiNを対象としたのは、粒長：0.5μm未満のTiNは冷間圧延時の地鉄の塑性流動性への影響が少ないため、耐初期発銹性に大きな悪影響を及ぼさないからである。
なお、ここでいう鋼板表面とは、鋼板の片面であってもよく、また鋼板の両面であってもよい。
また、フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、1.2mm以下とすることが好ましい。より好ましくは1.0mm以下、さらに好ましくは、0.8mm以下である。なお、下限については特に限定されるものではないが、0.1mm程度とすることが好ましい。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、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、さらにＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）法等にて二次精錬を行う。その後、連続鋳造法または造塊−分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。
・熱間圧延工程
この鋼素材に、熱間圧延、さらに必要に応じて熱延板焼鈍を施して、熱延板とする。
なお、ここでいう熱延板には、熱間圧延ままの鋼板、および、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施して得た鋼板も含むものとする。また、熱延板の形態は、シートやコイルなど、いずれの形態であってもよい。
この鋼素材に、熱間圧延、さらに必要に応じて熱延板焼鈍を施して、熱延板とする。
なお、ここでいう熱延板には、熱間圧延ままの鋼板、および、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施して得た鋼板も含むものとする。また、熱延板の形態は、シートやコイルなど、いずれの形態であってもよい。
・表層部除去工程
ついで、熱延板の表層部、具体的には、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を全面にわたり除去する。
すなわち、TiNは、スラブ鋳造時にスラブ表面に生成しやすく、よって、TiNは、熱延板の段階では熱延板の表層部にまとまって分布する傾向が強い。
このため、熱延板の表層部に分布するTiNを冷間圧延前に極力除去することで、冷間圧延時のTiNの破砕、ひいては最終製品板において表面に破砕されたTiNが露出することを抑制することが可能となる。
このため、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。好ましくは熱延板の表面から少なくとも深さ：20μmまでの領域を除去する。除去する領域の深さの上限については特に限定されるものではないが、生産性などを考慮すると、100μm程度とすることが好ましい。
ついで、熱延板の表層部、具体的には、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を全面にわたり除去する。
すなわち、TiNは、スラブ鋳造時にスラブ表面に生成しやすく、よって、TiNは、熱延板の段階では熱延板の表層部にまとまって分布する傾向が強い。
このため、熱延板の表層部に分布するTiNを冷間圧延前に極力除去することで、冷間圧延時のTiNの破砕、ひいては最終製品板において表面に破砕されたTiNが露出することを抑制することが可能となる。
このため、熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。好ましくは熱延板の表面から少なくとも深さ：20μmまでの領域を除去する。除去する領域の深さの上限については特に限定されるものではないが、生産性などを考慮すると、100μm程度とすることが好ましい。
除去方法としては、酸洗や研磨、研削を用いることができる。ただし、酸洗のみで熱延板の表層部を除去しようとすると生産性が大幅に低下するので、酸洗する場合は研削と併用することが好ましい。
除去方法の好ましい一例としては、熱延板に、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理を施してスケール（表面酸化皮膜）を除去した後、酸洗を行い、さらに#24〜#400の研磨ベルトを用いたコイルグラインダによる研削を行う方法がある。
また、耐初期発銹性が鋼板の片面のみに求められている場合は、生産性向上のため、当該一方の面のみ、表層部の除去を行ってもよい。
除去方法の好ましい一例としては、熱延板に、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理を施してスケール（表面酸化皮膜）を除去した後、酸洗を行い、さらに#24〜#400の研磨ベルトを用いたコイルグラインダによる研削を行う方法がある。
また、耐初期発銹性が鋼板の片面のみに求められている場合は、生産性向上のため、当該一方の面のみ、表層部の除去を行ってもよい。
なお、熱延板の表面からの除去深さは、表層部除去処理前後での熱延板の質量変化（スケールは含まない）を、ステンレスの密度を用いて厚さに換算することで、算出すればよい。
また、スケールを除去する方法としては、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理がある。
また、スケールを除去する方法としては、ショットブラスト処理、サンドブラスト処理やスケールブレーカー処理がある。
・冷間圧延工程
ついで、上記の熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。この冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を全てのパスで25％以下とすることが重要である。
すなわち、上記の表層部除去工程を経ても、なおも熱延板の表面近傍には粗大なTiNが残留する場合があり、かような熱延板に高い圧下率の冷間圧延を施すと、残留した粗大なTiNは破砕され、この破砕された微細なTiNが圧延方向に連なったTiN集合体が形成される。
しかし、１パス当たりの圧下率を小さくする、具体的には、１パス当たりの圧下率を25％以下にすると、このような粗大なTiNの破砕を極力抑制できる。従って、１パス当たりの圧下率は25％以下とする。好ましくは20％以下である。下限については特に限定されるものではないが、3％程度である。
ただし、総圧下率が85％を超えると、１パス当たりの圧下率を小さくしても、粗大なTiNの破砕を抑制して、所望の耐初期発銹性を得ることが困難となる。よって、総圧下率は85％以下とする。また、総圧下率が60％未満になると、伸び性や曲げ性が低下するので、総圧下率の下限は60％とする。
ついで、上記の熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。この冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を全てのパスで25％以下とすることが重要である。
すなわち、上記の表層部除去工程を経ても、なおも熱延板の表面近傍には粗大なTiNが残留する場合があり、かような熱延板に高い圧下率の冷間圧延を施すと、残留した粗大なTiNは破砕され、この破砕された微細なTiNが圧延方向に連なったTiN集合体が形成される。
しかし、１パス当たりの圧下率を小さくする、具体的には、１パス当たりの圧下率を25％以下にすると、このような粗大なTiNの破砕を極力抑制できる。従って、１パス当たりの圧下率は25％以下とする。好ましくは20％以下である。下限については特に限定されるものではないが、3％程度である。
ただし、総圧下率が85％を超えると、１パス当たりの圧下率を小さくしても、粗大なTiNの破砕を抑制して、所望の耐初期発銹性を得ることが困難となる。よって、総圧下率は85％以下とする。また、総圧下率が60％未満になると、伸び性や曲げ性が低下するので、総圧下率の下限は60％とする。
なお、冷間圧延のパス数は、4〜12パスとすることが好適である。
また、１パス当たりの圧下率は、
（［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］−［当該圧延パス終了時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）／［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。
さらに、総圧下率は、
（［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］−［冷間圧延により得られた冷延板の板厚（ｍｍ）］）／［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。
（［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］−［当該圧延パス終了時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）／［当該圧延パス開始時の被圧延材の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。
さらに、総圧下率は、
（［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］−［冷間圧延により得られた冷延板の板厚（ｍｍ）］）／［冷間圧延前の熱延板の板厚（ｍｍ）］）×１００
として求めたものである。
上記の冷間圧延後、必要に応じて、冷延板焼鈍、酸洗およびスキンパス圧延を行って、最終製品板とする。
なお、上記した以外の条件については、常法に従えばよいが、好適な製造方法の一例を以下に示す。
すなわち、上記成分組成の鋼スラブを、1100〜1300℃に加熱後、仕上温度を700〜1000℃、巻取温度を400〜800℃として熱間圧延し、板厚：2.0〜5.0mmの熱延板とする。ついで、熱延板に800〜1100℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗して、スケールを除去する。その後、コイルグラインダを用いて熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。ついで、この熱延板に、総圧下率：60〜85％、１パス当たりの圧下率をいずれのパスでも25％以下として、12段式のクラスター圧延機やゼンジミア―圧延機を用いて冷間圧延を行い、板厚0.3〜1.2ｍｍの冷延板とする。ついで、冷延板に、700〜1050℃の温度で冷延板焼鈍を施す。冷延板焼鈍後、冷延板を酸洗し、表面のスケールを除去して最終製品板とする。また、冷延板焼鈍を光輝焼鈍で行い、酸洗を、省略してもよい。
すなわち、上記成分組成の鋼スラブを、1100〜1300℃に加熱後、仕上温度を700〜1000℃、巻取温度を400〜800℃として熱間圧延し、板厚：2.0〜5.0mmの熱延板とする。ついで、熱延板に800〜1100℃の熱延板焼鈍を施したのち、酸洗して、スケールを除去する。その後、コイルグラインダを用いて熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去する。ついで、この熱延板に、総圧下率：60〜85％、１パス当たりの圧下率をいずれのパスでも25％以下として、12段式のクラスター圧延機やゼンジミア―圧延機を用いて冷間圧延を行い、板厚0.3〜1.2ｍｍの冷延板とする。ついで、冷延板に、700〜1050℃の温度で冷延板焼鈍を施す。冷延板焼鈍後、冷延板を酸洗し、表面のスケールを除去して最終製品板とする。また、冷延板焼鈍を光輝焼鈍で行い、酸洗を、省略してもよい。
表１に示す成分組成（残部はFeおよび不可避的不純物）になる鋼を、ＶＯＤ炉（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）で溶製し、厚さ：２００ｍｍの鋼スラブに鋳造した。
この鋼スラブを1200℃に加熱したのち、熱間圧延を施して板厚：3.0mmの熱延板とした。
この熱延板に、大気雰囲気中、950℃、均熱時間：60秒の条件で熱延板焼鈍を施した後、長さ方向が熱延板の圧延方向となるように、幅：70mm×長さ：150mmの熱延板試験片をせん断して採取した。
この鋼スラブを1200℃に加熱したのち、熱間圧延を施して板厚：3.0mmの熱延板とした。
この熱延板に、大気雰囲気中、950℃、均熱時間：60秒の条件で熱延板焼鈍を施した後、長さ方向が熱延板の圧延方向となるように、幅：70mm×長さ：150mmの熱延板試験片をせん断して採取した。
ついで、採取した熱延板試験片のスケール（表面酸化皮膜）をショットブラスト処理で除去した後、熱延板試験片に表層部の除去処理を施した。
ここで、Ｎｏ．１、４、５、７〜９、１１、１２、１４、１５、１７〜１９および２１〜２３では、研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
また、Ｎｏ．３、６、１０、１３および１６では、70℃の20質量％硫酸水溶液に60秒浸漬し、さらに研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
さらに、Ｎｏ．２および２０では、70℃の20質量％硫酸水溶液にそれぞれ120秒および60秒浸漬して熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
なお、表２中の除去深さは、表層部の除去処理前後での熱延板試験片の質量変化を、フェライト系ステンレス鋼の一般的な密度である7.7g/cm3で除することにより求めたものである。
ここで、Ｎｏ．１、４、５、７〜９、１１、１２、１４、１５、１７〜１９および２１〜２３では、研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
また、Ｎｏ．３、６、１０、１３および１６では、70℃の20質量％硫酸水溶液に60秒浸漬し、さらに研磨番手#80のグラインダを用いて熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
さらに、Ｎｏ．２および２０では、70℃の20質量％硫酸水溶液にそれぞれ120秒および60秒浸漬して熱延板試験片の表層部の除去処理を行った。
なお、表２中の除去深さは、表層部の除去処理前後での熱延板試験片の質量変化を、フェライト系ステンレス鋼の一般的な密度である7.7g/cm3で除することにより求めたものである。
ついで、上記の表層部の除去処理を行った熱延板試験片に、表２の条件で冷間圧延を施し、表２の板厚の冷延板とした。なお、冷間圧延における合計のパス数はいずれも6パスとした。
その後、これらの冷延板に、大気雰囲気中、950℃，均熱時間60秒の条件で冷延板焼鈍を施し、中性塩電解（20質量％Na2SO4水溶液、80℃、通電量：5kC/m2）および硝弗酸浸漬（5質量％HF-15質量％HNO3水溶液、60℃、浸漬時間：60秒）によりスケールを除去し、供試材とした。
その後、これらの冷延板に、大気雰囲気中、950℃，均熱時間60秒の条件で冷延板焼鈍を施し、中性塩電解（20質量％Na2SO4水溶液、80℃、通電量：5kC/m2）および硝弗酸浸漬（5質量％HF-15質量％HNO3水溶液、60℃、浸漬時間：60秒）によりスケールを除去し、供試材とした。
これらの供試材について、上述した方法により、TiN集合体の存在密度を測定した。測定結果を表２に併記する。
また、耐初期発銹性を評価するため、上記の供試材から60×80ｍｍの試験片を採取し、試験片をアセトン中で5分間、超音波脱脂を行った。
ついで、試験片を水平に配置し，試験片上の液量が250g/m2となるよう人工海水（八洲薬品製：アクアマリン）を霧吹きにより散布した。
この試験片を恒温恒湿槽内に設置し，乾燥3時間（60℃、35％RH）および湿潤3時間（40℃、95％RH）からなるサイクルを8回繰り返した。
ついで、試験片の表面を倍率：20倍のルーペで目視により観察し、当該試験片の表面に存在する発銹点数を数えた。
そして、発銹点数を当該試験片の表面の面積で除することにより、発銹点数の個数密度を算出し、以下の基準で、耐初期発銹性を評価した。発銹点数の個数密度及び評価結果を表２に併記する。
◎（合格、特に優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm2以下
○（合格、優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm2超、20個/cm2以下
×（不合格）：発銹点数の個数密度が20個/cm2超
ついで、試験片を水平に配置し，試験片上の液量が250g/m2となるよう人工海水（八洲薬品製：アクアマリン）を霧吹きにより散布した。
この試験片を恒温恒湿槽内に設置し，乾燥3時間（60℃、35％RH）および湿潤3時間（40℃、95％RH）からなるサイクルを8回繰り返した。
ついで、試験片の表面を倍率：20倍のルーペで目視により観察し、当該試験片の表面に存在する発銹点数を数えた。
そして、発銹点数を当該試験片の表面の面積で除することにより、発銹点数の個数密度を算出し、以下の基準で、耐初期発銹性を評価した。発銹点数の個数密度及び評価結果を表２に併記する。
◎（合格、特に優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm2以下
○（合格、優れる）：発銹点数の個数密度が12個/cm2超、20個/cm2以下
×（不合格）：発銹点数の個数密度が20個/cm2超
表２より、発明例ではいずれも、優れた耐初期発銹性が得られていることがわかる。また、TiN集合体の鋼板表面での存在密度が30個/mm2以下であるＮｏ．３〜１０および１２〜１７では、特に優れた耐初期発銹性が得られていた。
一方、比較例であるＮｏ．１８（鋼Ｊ）は、Cr含有量が適正範囲を下回ったため、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．１９（鋼Ｋ）は、Ti含有量が適正範囲を上回ったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２０（鋼Ａ）およびＮｏ．２１（鋼Ａ）は、表層部の除去深さが不十分であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２２（鋼Ａ）は、冷間圧延における１パス当たりの最大圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２３（鋼Ａ）は、冷間圧延の総圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．１９（鋼Ｋ）は、Ti含有量が適正範囲を上回ったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２０（鋼Ａ）およびＮｏ．２１（鋼Ａ）は、表層部の除去深さが不十分であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２２（鋼Ａ）は、冷間圧延における１パス当たりの最大圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
比較例であるＮｏ．２３（鋼Ａ）は、冷間圧延の総圧下率が過大であったため、TiN集合体の存在密度が増加して、十分な耐初期発銹性が得られなかった。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、薄肉かつ高い耐食性が求められる用途、特には、自動車排気系部品や自動車外装用部品、さらには、建材建具、電気機器などに好適に用いることができ、産業上極めて有用である。
Claims (5)
- 質量％で、
C：0.001〜0.030％、
Si：0.01〜0.60％、
Mn：0.01〜0.60％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
Cr：17.0〜24.0％、
Ni：0.01〜0.60％、
Al：0.01〜0.15％、
Ti：0.25〜0.35％および
N：0.001〜0.020％
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
鋼板表面でのTiN集合体の存在密度が50個/mm2以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
ここで、TiN集合体とは、鋼板表面を観察したときに、圧延方向を長さ方向、圧延直角方向を幅方向とした、長さ：30μｍ×幅：10μｍの領域に、粒長：0.5μm以上のTiNが5個以上存在しているものを意味する。 - 前記成分組成が、さらに質量％で、
Nb：0.01〜0.50％、
V：0.01〜0.50％、
Zr：0.01〜0.50％、
REM：0.001〜0.10％、
B：0.0003〜0.0030％および
Ca：0.0003〜0.0030％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 前記成分組成が、さらに質量％で、
Mo：0.01〜2.50％、
Cu：0.01〜1.00％、
Co：0.01〜0.50％および
W：0.01〜0.50％
から選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。 - 板厚が0.1〜1.2mmである、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。
- 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を製造する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とする、熱間圧延工程と、
該熱延板の表層部を除去する、表層部除去工程と、
該熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする、冷間圧延工程と
をそなえ、
前記表層部除去工程では、前記熱延板の表面から少なくとも深さ：15μmまでの領域を除去し、
前記冷間圧延工程では、総圧下率を60〜85％とし、かつ、１パス当たりの圧下率を25％以下とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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