JP6892011B2 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車の排気系部品のフランジ用の素材として好適な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。
自動車の排気ガス経路は、エキゾーストマニホールド、マフラー、触媒、フレキシブルチューブ、センターパイプおよびフロントパイプ等、様々な部品（以下、排気系部品ともいう）から構成されている。
排気系部品は、通常、フランジと呼ばれる締結部品により接続される。フランジには、十分な剛性が必要とされる。そのため、フランジは、厚肉（例えば、板厚：５.０ｍｍ以上）の鋼板から製造されるのが一般的である。
従来、排気系部品を接続するフランジには、普通鋼が多く用いられてきた。しかし、ＥＧＲ（Ｅｘｈａｕｓｔ Ｇａｓ Ｒｅｃｉｒｃｕｌａｔｉｏｎ、ＥＧＲ）システムといった高温の排気ガスに曝される部品を接続するフランジには、高い耐食性が求められる。
そのため、排気系部品を接続するフランジに対し、普通鋼に比べて高い耐食性を有するステンレス鋼板、例えば、熱膨張率が比較的小さく熱応力が発生しにくいフェライト系ステンレス鋼板を適用することが検討されている。
このようなステンレス鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．００５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１０％以上〜１８％未満を含有し、さらにＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）〜０．７５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、γpが７０％以上かつ、フェライト粒径が２０μｍ以下、マルテンサイト生成量が７０％以下となることを特徴とする靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ2以上）に優れたステンレス鋼板。なお、γp（％）は下記（１）式を用いて評価する。
γp＝４２０(％Ｃ)＋４７０(％Ｎ)＋２３(％Ｎｉ)＋９(％Ｃｕ)＋７(％Ｍｎ)−１１．５(％Ｃｒ)−１１．５(％Ｓｉ)−１２(％Ｍｏ)−２３(％Ｖ)−４７(％Ｎｂ)−４９(％Ｔｉ)−５２(％Ａｌ)＋１８９ （１）
なお、（％Ｘ）は、各成分Ｘの質量割合を示す。」
が開示されている。
特開２０１６−１９１１５０号公報
ところで、フランジは、素材とする鋼板（以下、フランジ用鋼板ともいう）にプレス等による打ち抜き加工を施して製造されるのが一般的である。そのため、フランジ用鋼板には、優れた打ち抜き加工性が求められる。
しかし、特許文献１のステンレス鋼板に打ち抜き加工を施すと、打ち抜き端面の表面において鋼板表面と平行方向に割れが生じ易い。すなわち、特許文献１のフェライト系ステンレス鋼板は、打ち抜き加工性の点で厚肉のフランジ用鋼板に適用することに問題を残していた。
本発明は、上記の問題を解決するために開発されたものであって、打ち抜き加工性に優れ、かつ、耐食性に優れる厚肉のフェライト系ステンレス鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
ここで、「打ち抜き加工性に優れる」とは、鋼板にクリアランス：１２．５％で１０ｍｍφの孔を打ち抜き加工後、打ち抜き端面の全周を光学顕微鏡（倍率：２００倍）で観察した際に、打ち抜き端面において表面長さ：１.０ｍｍ以上の割れがないことを意味する。
また、「耐食性に優れる」とは、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験を３サイクル実施したときの発錆率が３０％以下であることを意味する。
さて、発明者らは、上記の問題を解決するため、打ち抜き端面の割れと金属組織の関係を詳細に検討した。
具体的には、板厚：５．２〜１２．９ｍｍの種々の厚肉のフェライト系ステンレス鋼板を製造し、製造した鋼板に１０ｍｍφの穴をクリアランス：１２．５％で打ち抜き加工して、加工後における打ち抜き端面の割れと金属組織の関係を詳細に検討した。
その結果、打ち抜き加工性には、鋼板の結晶粒の粒径分布、具体的には粗大な結晶粒の比率が大きく影響していることが分かった。
すなわち、打ち抜き加工時に発生する割れは、粗大な結晶粒の粒界に沿って進展し易い。このため、粗大な結晶粒の比率が増加すると、たとえ鋼板の金属組織全体での平均結晶粒径が小さくとも、鋼板表面と平行方向に打ち抜き端面の割れが発生し易くなる。
特に、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の影響が大きく、かような粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率を２０％以下に低減することで、優れた打ち抜き加工性が得られる。
また、粒径：４５μｍ以上の結晶粒（フェライト結晶粒）の面積率を２０％以下に低減するには、
・成分組成を適正に調整する、特には、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮｉ含有量を適正な範囲に調整し、かつ、
・製造条件を適正に制御する、特には、スラブ加熱温度を１０５０℃以上１２５０℃以下にするとともに、スラブに熱間圧延を施すに際し、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率を５０％以上とし、かつ、巻取り温度を５００℃以上とする、
ことが肝要である。
これにより、厚肉とした場合にも優れた打ち抜き加工性を示すフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
なお、この理由について、発明者らは次のように考えている。
すなわち、フェライト系ステンレス鋼板を製造する際、通常、熱間圧延ではフェライト相に動的再結晶および静的再結晶はほとんど生じない。このため、熱間圧延時にフェライト相へ導入された加工ひずみは回復しやすい。よって、熱間圧延時にフェライト相へ導入された加工ひずみは、随時、回復し、熱間圧延後に粗大なフェライト展伸粒が残存する。
一方、上記したように成分組成および製造条件を制御すれば、熱間圧延において、被圧延材の金属組織にオーステナイト相が多く含まれたままの状態で、高い圧下率の圧延を行うこととなる。オーステナイト相はフェライト相とは異なり、熱間圧延時に動的再結晶および／または静的再結晶が生じるものである。
つまり、オーステナイト相の動的再結晶および／または静的再結晶が活発に生じるＴ1〜Ｔ2［℃］の温度域内の圧延パスにおいて高い圧下率の圧延を行うことにより、オーステナイト相自体の結晶粒が微細化する。また、当該温度域では、被圧延材の金属組織がフェライト相とオーステナイト相の２相組織となるため、オーステナイト相の結晶粒の微細化によって、熱間圧延時の結晶粒成長の障壁となるフェライト相とオーステナイト相との異相界面が増加し、熱間圧延後に得られる鋼板の金属組織全体が微細化する。
その結果、最終製品における金属組織が鋼板の全体にわたり微細化される、具体的には、打ち抜き加工性に悪影響をもたらす粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が大幅に低減され、優れた打ち抜き加工性が得られるようになる。
ここで、Ｔ1［℃］およびＴ2［℃］はそれぞれ、次式（１）および（２）により定義される。
Ｔ1［℃］＝１４４Ｎｉ＋６６Ｍｎ＋８８５ ・・・（１）
Ｔ2［℃］＝９１Ｎｉ＋４０Ｍｎ＋１０８３ ・・・（２）
なお、Ｔ1［℃］は、オーステナイト相を十分に確保するための最低温度、Ｔ2［℃］はオーステナイト相を十分に確保するための最高温度をそれぞれ意味するものである。
また、（１）式および（２）式におけるＮｉおよびＭｎはそれぞれ、Ｎｉ含有量（質量％）およびＭｎ含有量（質量％）である。
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：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
Ｎｉ：０．６５〜１．５０％、
Ｔｉ：０．１５〜０．３５％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からなる成分組成を有し、
粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％以下であり、かつ、
板厚が５.０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｗ：０．０１〜０．２０％および
Ｃｏ：０．０１〜０．２０％
の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、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％および
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
の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．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｓｎ：０．００１〜０．５００％および
Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
の１種または２種以上を含有する、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ための方法であって、
以下の（ａ）および（ｂ）の工程、または、以下の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）の工程；
（ａ）前記１〜４のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域に加熱する工程：
（ｂ）該スラブに、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ、巻取り温度が５００℃以上である、熱間圧延を施して、熱延鋼板とする工程：
（ｃ）該熱延鋼板に、６００℃以上８００℃未満の温度域で熱延板焼鈍を施す工程：
を有する、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
ここで、Ｔ1およびＴ2はそれぞれ、次式（１）および（２）式により定義される。
Ｔ1［℃］＝１４４Ｎｉ＋６６Ｍｎ＋８８５ ・・・（１）
Ｔ2［℃］＝９１Ｎｉ＋４０Ｍｎ＋１０８３ ・・・（２）
なお、（１）式および（２）式におけるＮｉおよびＭｎはそれぞれ、上記スラブの成分組成におけるＮｉ含有量（質量％）およびＭｎ含有量（質量％）である。
本発明によれば、自動車の排気系部品のフランジ用の素材として好適な、打ち抜き加工性に優れ、かつ、耐食性に優れる厚肉のフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
まず、本発明の一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する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．００１〜０．０２０％
加工性および耐食性の観点からは、Ｃ含有量は少ない方が好ましい。特に、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、加工性および耐食性が大きく低下する。しかし、Ｃ含有量を０．００１％未満にまで低減するには、長時間の精錬が必要となり、製造コストの上昇および生産性の低下を招く。
よって、Ｃ含有量は、０．００１％以上０．０２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、製鋼工程における脱酸元素として有用な元素である。その効果は、Ｓｉ含有量が０．０５％以上で得られ、Ｓｉ含有量が多いほど大きくなる。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延時にオーステナイト相を十分に存在させることが困難となる。その結果、最終製品における金属組織が十分に微細化されず、所望とする打ち抜き加工性が得られない。
よって、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．０５〜１．５０％
Ｍｎは、熱間圧延時におけるオーステナイト相の存在量を増加させて、打ち抜き加工性を向上させる効果がある。その効果は、Ｍｎ含有量が０．０５％以上で得られる。しかし、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、耐食性が低下する。
よって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、鋼に不可避的に含まれる元素であり、耐食性および加工性に有害な元素である。このため、Ｐは、可能な限り低減することが好ましい。特に、Ｐ含有量が０．０４％を超えると、固溶強化により加工性が大幅に低下する。
よって、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下である。
なお、Ｐ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐはコストの増加を招く。よって、Ｐ含有量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓも、Ｐと同様に、鋼に不可避的に含まれる元素であり、耐食性および加工性に有害な元素である。このため、Ｓは、可能な限り低減するのが好ましい。特に、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、耐食性が大幅に低下する。
よって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
なお、Ｓ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓはコストの増加を招く。よって、Ｓ含有量の下限は０．０００５％とすることが好ましい。
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含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．３００％を超えると、熱間圧延時にオーステナイト相を十分に存在させることが困難となる。その結果、最終製品における金属組織が十分に微細化されず、所望とする打ち抜き加工性が得られない。
よって、Ａｌ含有量は０．００１％以上０．３００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０.０１０％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｃｒ：１０．０〜１３．０％
Ｃｒは、耐食性を確保するための重要な元素である。Ｃｒ含有量が１０．０％未満では、自動車の排気系部品のフランジに必要とされる耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１３．０％を超えると、熱間圧延時にオーステナイト相を十分に存在させることが困難となる。その結果、最終製品における金属組織が十分に微細化されず、所望とする打ち抜き加工性が得られない。
よって、Ｃｒ含有量は１０．０％以上１３．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１０．５％以上である。さらに好ましくは１１．０％以上である。また、Ｃｒ含有量は、好ましくは１２．５％以下、より好ましくは１２．０％以下である。
Ｎｉ：０．６５〜１．５０％
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延時におけるオーステナイト相の生成量を増加させて、最終製品における金属組織を微細にし、打ち抜き加工性を向上させる効果がある。この効果は、Ｎｉ含有量を０．６５％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると、フェライト結晶粒の微細化による打ち抜き加工性の改善効果が飽和する。また、固溶強化により鋼板が過度に硬質化して、加工性が低下する。さらに、応力腐食割れが発生しやすくなる懸念もある。
よって、Ｎｉ含有量は０．６５％以上１．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．７０％以上、より好ましくは０．７５％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
Ｔｉ：０．１５〜０．３５％
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鋭敏化に起因した耐食性の低下を抑制する効果がある。この効果は、Ｔｉ含有量が０．１５％以上で得られる。一方、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると、粗大なＴｉＮの生成に起因した靭性の低下が生じ、所望とする打ち抜き加工性が得られない。
よって、Ｔｉ含有量は０．１５％以上０．３５％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０２０％
加工性および耐食性の観点からは、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。特に、Ｎ含有量が０．０２０％超えると、加工性および耐食性が大きく低下する。しかし、Ｎ含有量を０．００１％未満にまで低減するには、長時間の精錬が必要となり、製造コストの上昇および生産性の低下を招く。
よって、Ｎ含有量は０．００１％以上０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上である。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１２％以下である。
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て、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜０．２０％およびＣｏ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％およびＺｒ：０．０１〜０．２０％の１種または２種以上、ならびに、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｓｎ：０．００１〜０．５００％およびＳｂ：０．００１〜０．５００％の１種または２種以上
を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは、水溶液中での耐食性や、弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｃｕは、熱間圧延時におけるオーステナイト相の存在量を増加させる効果がある。これらの効果は、Ｃｕ含有量が０．０１％以上で得られ、Ｃｕ含有量が多いほど大きくなる。しかし、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性が低下して表面欠陥が発生する場合がある。また、焼鈍後の脱スケールが困難となる場合もある。
よって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｍｏ含有量が０．０１％以上で得られ、Ｍｏ含有量が多いほど大きくなる。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、熱間圧延時におけるオーステナイト相の存在量が減少して、十分な打ち抜き加工性が得られなくなる場合がある。
よって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｗ：０．０１〜０．２０％
Ｗは、高温での強度を向上させる効果がある。この効果は、Ｗ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｗ含有量が０．２０％を超えると、高温での強度が過度に上昇し、圧延荷重の増大等による熱間圧延性の低下を招く場合がある。
よって、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。また、Ｗ含有量は、好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．２０％
Ｃｏは、高温での強度を向上させる効果がある。この効果は、Ｃｏ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．２０％を超えると、高温での強度が過度に上昇し、圧延荷重の増大等による熱間圧延性の低下を招く場合がある。
よって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とする。
Ｖ：０．０１〜０．２０％
Ｖは、ＣおよびＮと炭窒化物を形成し、溶接時の鋭敏化を抑制して溶接部の耐食性を向上させる。この効果は、Ｖ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、加工性が大幅に低下する場合がある。
よって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｖ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、結晶粒を微細化させる効果がある。この効果は、Ｎｂ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｎｂは、再結晶温度を上昇させる元素である。そのため、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、熱延板焼鈍において十分な再結晶を生じさせるために必要な焼鈍温度が過度に高くなる。その結果、最終製品において所望とする微細な金属組織を得ることができなくなる場合がある。
よって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０１％以上０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
Ｚｒは、ＣおよびＮと結合して鋭敏化を抑制する効果がある。この効果は、Ｚｒ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えると、加工性が大幅に低下する場合がある。
よって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上０．２０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、深絞り成形後の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。この効果は、Ｂ含有量が０．０００２％以上で得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、加工性が低下する場合がある。
よって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌｓ：希土類金属）は、耐酸化性を向上させる効果があり、溶接部の酸化皮膜（溶接テンパーカラー）形成を抑制して酸化皮膜直下におけるＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。この効果は、ＲＥＭ含有量が０．００１％以上で得られる。一方、ＲＥＭ含有量が、０．１００％を超えると、熱間圧延性が低下する場合がある。
よって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％
Ｔｉを含有するステンレス鋼では、粗大なＴｉ炭窒化物が生成して靭性が低下する場合がある。Ｍｇは、粗大なＴｉ炭窒化物の生成を抑制する効果を有する。この効果は、Ｍｇ含有量が０．０００５％以上で得られる。一方、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、鋼の表面性状を悪化させる場合がある。
よって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な元素である。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０．００５０％を超えると、ＣａＳの生成により耐食性が低下する場合がある。
よって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００４％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｓｎ：０．００１〜０．５００％
Ｓｎは、高温での強度と耐食性を向上させる効果がある。これらの効果は、Ｓｎ含有量が０．００１％以上で得られる。一方、Ｓｎ含有量が０．５００％を超えると、熱間加工性が低下する場合がある。
よって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．００１％以上０．５００％以下とする。
Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
Ｓｂは、粒界に偏析し、高温での強度を上昇させる効果がある。その効果は、Ｓｂ含有量が０．００１％以上で得られる。一方、Ｓｂ含有量が０．５００％を超えると、溶接部割れが生じる場合がある。
よって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．００１％以上０．５００％以下とする。
なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｏ（酸素）が挙げられ、Ｏ含有量は０．０１％以下であれば許容できる。
次に、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の金属組織について説明する。
本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の金属組織は、体積率で９７％以上のフェライト相を有する。フェライト相は体積率で１００％、すなわち、フェライト単相であってもよい。
なお、フェライト相以外の残部組織の体積率は３％以下であり、このような残部組織としては、例えば、マルテンサイト相が挙げられる。なお、析出物および介在物は、金属組織の体積率には含めない（金属組織の体積率としてはカウントしない）こととする。
ここで、フェライト相の体積率は、ステンレス鋼板から断面観察用のサンプルを作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施してから、１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行う。ついで、組織形状からマルテンサイト相とフェライト相とを区別した後、画像処理によりフェライト相の体積率を求め、その平均値を算出することで求める。
また、残部組織の体積率は、１００％からフェライト相の体積率を減ずることにより、求める。
そして、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板では、上記したように実質的にフェライト単相の組織としたうえで、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率を２０％以下に低減することが肝要である。
粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率：２０％以下
上述したように、打ち抜き加工時に発生する割れは、粗大な結晶粒に沿って進展し易い。このため、粗大な結晶粒の比率が増加すると、たとえ鋼板全体に含まれる結晶粒の平均粒径が小さくとも、打ち抜き端面の割れが発生しやすくなる。
特に、粒径：４５μｍ以上の粗大なフェライト結晶粒の面積率が２０％を超えると、打ち抜き加工性が大幅に低下する。
よって、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率は２０％以下とする。好ましくは１５％以下である。なお、下限については特に限定されず、０％であってもよい。
なお、粒径：４５μｍ以上の結晶粒を対象としたのは、粒径：４５μｍ以上の結晶粒による打ち抜き加工性への影響が特に大きいからである。また、粒径：４５μｍ以上の結晶粒はいずれも、フェライト結晶粒である。
また、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率は以下のようにして求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）の板厚１／４位置における（板厚１／４位置を板厚方向の中心とする）圧延方向：４００μｍ×板厚方向：８００μｍの領域について、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法による結晶方位学的解析を行う。そして、結晶方位差：１５°以上の境界を結晶粒界と定義して各結晶粒の面積をそれぞれ算出し、該面積から各結晶粒の円相当直径をそれぞれ算出する（結晶粒の面積は、［結晶粒の面積］＝π×（［結晶粒の円相当直径］／２）2、により表せる。）。
かくして得られた円相当直径を各結晶粒の粒径として、粒径：４５μｍ以上の結晶粒を特定し、以下の式によって、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率を求める。
［粒径が４５μｍ以上の結晶粒の面積率（％）］＝（［粒径が４５μｍ以上の結晶粒の総面積］÷［測定領域の面積］）×１００
板厚：５.０ｍｍ以上
フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、５．０ｍｍ以上とする。好ましくは７．０ｍｍ以上である。
ただし、板厚が過度に大きくなると、熱間圧延時に板厚中央部へ付与される圧延加工ひずみ量が減少する。そのため、所定の条件で熱間圧延を行ったとしても、板厚中央部に粗大粒が残存し、最終製品において所望の金属組織が得られない場合がある。よって、フェライト系ステンレス鋼板の板厚は、１５．０ｍｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは１３．０ｍｍ以下である。
次に、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について、説明する。
まず、上記の成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉および真空溶解炉等による公知の方法で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法により鋼素材（以下、スラブともいう）とする。
スラブ加熱温度：１０５０〜１２５０℃
ついで、得られたスラブを、１０５０〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延に供する。
ここで、スラブ加熱温度が１０５０℃未満では、スラブの金属組織中に十分にオーステイト相が生成せず、その後の熱間圧延でのＴ1〜Ｔ2［℃］の温度域内の圧延パス時に、オーステナイト相を十分に存在させることができなくなる。そのため、所定の条件に従う熱間圧延を行ったとしても、最終製品において所望とする金属組織が得られない。
一方、スラブ加熱温度が１２５０℃を超えると、スラブの金属組織がδ−フェライト相を主体とした組織となり、その後の熱間圧延でのＴ1〜Ｔ2［℃］の温度域内の圧延パス時に、オーステナイト相を十分に生成させることができなくなる。そのため、所定の条件に従う熱間圧延を行ったとしても、最終製品において所望とする金属組織が得られない。
よって、スラブ加熱温度は１０５０℃以上１２５０℃以下とする。
なお、加熱時間は、１〜２４時間とすることが好ましい。また、スラブに熱間圧延を施すに際し、鋳造後のスラブが１０５０℃以上１２５０℃の温度域にある場合には、スラブをそのまま直接圧延に供してもよい。
Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率：５０％以上
熱間圧延では、被圧延材の金属組織にオーステナイト相が多く含まれたままの状態で、高い圧下率の圧延を行い、オーステナイト相に動的再結晶および／または静的再結晶を生じさせることが重要である。そのため、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率を５０％以上とする。
すなわち、被圧延材の金属組織にオーステナイト相が多く含まれたままの状態で高い圧下率の圧延を行うことにより、動的再結晶および／または静的再結晶が生じる。その結果、最終製品における金属組織が微細化され、優れた打ち抜き加工性が得られるようになる。
ここで、Ｔ1［℃］未満では、オーステナイト相が十分には存在しない。
このため、Ｔ1［℃］未満での圧延は、最終製品における金属組織の微細化への寄与が小さい。一方、Ｔ2［℃］を超える温度域で圧延を行った場合も、やはりオーステナイト相は十分には存在しない。
よって、当該温度域での圧延も、最終製品における金属組織の微細化への寄与が小さい。そのため、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率を高めることが極めて重要である。
また、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率が５０％未満になると、オーステナイト相の動的再結晶および／または静的再結晶による微細化効果が小さくなり、やはり最終製品における金属組織を十分に微細化させることができなくなる。
よって、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率は、５０％以上とする。好ましくは６０％以上、より好ましくは６５％以上である。上限については特に限定されるものではないが、当該温度域における累積圧下率を過度に大きくすると、圧延負荷が上昇して製造性が低下する。また、圧延後に表面肌荒れが発生するおそれもある。よって、Ｔ1〜Ｔ2の温度域での累積圧下率は、７５％以下とすることが好ましい。
なお、Ｔ1〜Ｔ2の温度域での累積圧下率は、次式により定義される。
［Ｔ1〜Ｔ2の温度域での累積圧下率（％）］＝［圧延開始温度がＴ1〜Ｔ2の範囲内となる圧延パスでの合計の板厚減少量（ｍｍ）］／［圧延開始温度がＴ1〜Ｔ2の範囲内となる最初の圧延パス開始時の板厚（ｍｍ）］×１００
また、Ｔ1およびＴ2はそれぞれ、次式（１）および（２）式により定義される。
Ｔ1［℃］＝１４４Ｎｉ＋６６Ｍｎ＋８８５ ・・・（１）
Ｔ2［℃］＝９１Ｎｉ＋４０Ｍｎ＋１０８３ ・・・（２）
なお、（１）式および（２）式におけるＮｉおよびＭｎはそれぞれ、上記スラブの成分組成におけるＮｉ含有量（質量％）およびＭｎ含有量（質量％）である。
巻取り温度：５００℃以上
巻取り温度が５００℃未満になると、オーステナイト相がマルテンサイト相へと変態して、最終製品の金属組織がフェライト相とマルテンサイトの二相組織となる。その結果、打ち抜き加工性が劣化する。そのため、巻取り温度は５００℃以上とする。なお、巻取り温度の上限については特に限定されるものではないが、８００℃以下とすることが好ましい。
なお、熱間圧延の圧延パス数（総パス数）は、通常１０〜１４パス程度である。
また、熱間圧延の総圧下率は、通常、９０％超である。
さらに、熱間圧延の圧延終了温度（最終パスの圧延終了温度）は、特に限定されるものではないが、過度に低温化すると表面疵の生成を招く場合があるため、７５０℃以上が好ましい。
上記の熱間圧延により得られた熱延鋼板に、任意に、熱延板焼鈍を施す。ただし、熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍温度を６００℃以上８００℃未満とする必要がある。
熱延板焼鈍温度：６００℃以上８００℃未満
熱間圧延時に残存した圧延加工組織を十分に再結晶させる観点から、熱延板焼鈍温度は６００℃以上とする。ただし、熱延板焼鈍温度が８００℃以上になると、再結晶粒が粗大化し、最終製品において所望の金属組織が得られなくなる。
よって、熱延板焼鈍温度は６００℃以上８００℃未満の範囲とする。好ましくは、６００℃以上７５０℃以下の範囲である。
なお、熱延板焼鈍における焼鈍時間は、特に限定されるものではないが、１分〜２０時間とすることが好ましい。
上記のようにして得た熱延鋼板（熱延焼鈍鋼板も含む）に、ショットブラストや酸洗による脱スケール処理を行ってもよい。また、表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。その後、さらに、冷間圧延および冷延板焼鈍を行ってもよい。
なお、これらの条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
以下、本発明の実施形態に従う実施例について説明する。
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）になる鋼を用いて、真空溶解炉で１００ｋｇの鋼塊を製造し、この鋼塊から厚さ：２００ｍｍのスラブを切削加工により作製した。ついで、該スラブを表２に示す条件で１時間加熱し、ついで、１１パスからなる熱間圧延を表２の条件で行い、熱延鋼板を得た。
なお、４パス目以降は、いずれの場合にもＴ1［℃］より低い温度となったため、４パス目以降の圧延開始温度および当該パスでの終了板厚については記載を省略している。また、板厚は、鋼板の中心位置（鋼板の圧延方向の中心でかつ、幅方向の中心となる位置）において、マイクロゲージで測定した。さらに、巻取りについては、表２に記載の巻取り温度で１時間保持後、炉冷することにより、模擬した。なお、巻取り温度での保持前に、炉内へ挿入できる大きさになるように熱間せん断を行った。
さらに、一部の熱延鋼板については、表２に示す条件で、さらに熱延板焼鈍を施した。なお、熱延板焼鈍における保持時間（焼鈍時間）はいずれも、８時間とし、保持後は炉冷を行った。
かくして得られた鋼板について、上記した方法により、金属組織の同定を行った。その結果、Ｎｏ．３０以外の鋼板の金属組織は、体積率で９７％以上のフェライト相を有していた。また、Ｎｏ．３０の鋼板の金属組織は、体積率で６２％のフェライト相と、体積率で３８％のマルテンサイト相からなる二相組織であった。
ついで、上記した方法により、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率を求めた。結果を表２に併記する。
さらに、以下のようにして、（１）打ち抜き加工性の評価、および、（２）耐食性の評価を行った。これらの評価結果を表２に併記する。
（１）打ち抜き加工性の評価
得られた鋼板の板幅中央部から、（当該鋼板の板幅中心位置が試験片の幅方向の中心位置となるように、）５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、クリアランス：１２．５％で１０ｍｍφの穴の打ち抜き加工を行った。
具体的には、試験片中央部に１０ｍｍφ（公差±０．１ｍｍ）の孔が形成されるように、直径１０ｍｍの肉抜き用円柱刃を有する上金型（ポンチ）と直径１０ｍｍ以上の孔を有する下金型（ダイス）を設置したクランクプレス機によって、試験片に打ち抜き加工を行った。このような試験片を、鋼板ごとに５枚作製した。ここで、打ち抜き加工は、上金型と下金型のクリアランスが１２．５％となるように、下金型側の孔の直径を試験片板厚に合せて選定することにより行った。なお、クリアランス：Ｃ［％］は、下金型（ダイス）の孔の直径（内径）：Ｄｄ［ｍｍ］、上金型（ポンチ）の直径：Ｄｐ［ｍｍ］および試験片の板厚ｔ：［ｍｍ］を用いて、次式（３）の関係で表される。
Ｃ＝（Ｄｄ−Ｄｐ）÷（２×ｔ）×１００・・・（３）
ついで、打ち抜いた穴の中心を通るように、圧延方向に対して４５°方向および１３５°方向に試験片を切断して、試験片を４分割した。
そして、４分割した試験片の打ち抜き端面を全周にわたり光学顕微鏡（倍率：２００倍）で観察し、５枚すべての試験片の打ち抜き端面において表面長さ：１．０ｍｍ以上の割れが確認されない場合を合格（○）、１枚でも打ち抜き端面において表面長さ：１．０ｍｍ以上の割れが確認された場合を不合格（×）と評価した。
（２）耐食性の評価
得られた鋼板から、６０×８０ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後、端面部および裏面をシールし、当該試験片を、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。
ここで、塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ水溶液、３５℃、噴霧２時間）→乾燥（６０℃、４時間、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２時間、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、３サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を３サイクル実施後、試験片の表面を撮影し、画像解析により試験片の表面の発錆面積を測定した。
そして、測定対象領域の面積に対する当該測定された発錆面積の比率（＝（［測定された発錆面積］／［測定対象領域の面積］）×１００［％］）を算出して、これを発錆率とし、以下の基準で耐食性を評価した。
◎（合格、特に優れる）：発錆率が１０％以下
○（合格、優れる）：発錆率が１０％超３０％以下
×（不合格）：発錆率が３０％超
なお、測定対象領域とは、試験片表面の外周１５ｍｍの部分を除いた領域である。また、発錆面積は、発錆部分および流れ錆部分の合計の面積とした。
Figure 0006892011
Figure 0006892011
Figure 0006892011
表１〜３に示すように、発明例ではいずれも、打ち抜き加工性に優れ、かつ、耐食性に優れる、板厚：５．０ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板が得られた。
一方、比較例であるＮｏ．２５では、Ｃｒ含有量が適正範囲を下回る鋼Ｂ１を用いたため、所望の耐食性が得られなかった。
Ｎｏ．２６では、Ｎｉ含有量が適正範囲を下回る鋼Ｂ２を用いたため、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％を超え、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
Ｎｏ．２７では、Ｃｒ含有量が適正範囲を上回る鋼Ｂ３を用いたため、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％を超え、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
Ｎｏ．２８では、Ｔ1〜Ｔ2［℃］の温度域での累積圧下率が適正範囲を下回るため、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％を超え、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
ＮＯ．２９では、熱延板焼鈍温度が適正範囲を上回ったため、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％を超え、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
Ｎｏ．３０では、熱間圧延の巻取り温度が適正範囲を下回ったため、マルテンサイト相が多量に生成し、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
Ｎｏ．３１では、Ｓｉ含有量が適正範囲を上回る鋼Ｂ４を用いたため、粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％を超え、所望の打ち抜き加工性が得られなかった。
Ｎｏ．３２では、Ｍｎ含有量が適正範囲を上回る鋼Ｂ５を用いたため、腐食の起点となるＭｎＳが過剰に析出した結果、所定の耐食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、厚肉で、高い打ち抜き加工性および耐食性が要求される用途、例えば、自動車の排気系部品のフランジ等に適用して、特に好適である。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｎ：０．０５〜０．７６％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
    Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
    Ｎｉ：０．６５〜１．５０％、
    Ｔｉ：０．１５〜０．３５％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からなる成分組成を有し、
    粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％以下であり、
    フェライト相の体積率が９７％以上であり、該フェライト相以外の残部組織の体積率が３％以下であり、かつ、
    板厚が５.０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｗ：０．０１〜０．２０％および
    Ｃｏ：０．０１〜０．２０％
    の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。
  3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％および
    Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
    の１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．５００％および
    Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
    の１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 粒径：４５μｍ以上の結晶粒の面積率が２０％以下であり、
    フェライト相の体積率が９７％以上であり、該フェライト相以外の残部組織の体積率が３％以下であり、かつ、
    板厚が５.０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼板を製造するための方法であって、
    以下の（ａ）および（ｂ）の工程、または、以下の（ａ）、（ｂ）および（ｃ）の工程；
    （ａ）質量％で、
    Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
    Ｃｒ：１０．０〜１３．０％、
    Ｎｉ：０．６５〜１．５０％、
    Ｔｉ：０．１５〜０．３５％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からなる成分組成を有するスラブを、１０５０℃以上１２５０℃以下の温度域に加熱する工程：
    （ｂ）該スラブに、Ｔ１〜Ｔ２［℃］の温度域での累積圧下率が５０％以上であり、かつ、巻取り温度が５００℃以上である、熱間圧延を施して、熱延鋼板とする工程：
    （ｃ）該熱延鋼板に、６００℃以上８００℃未満の温度域で熱延板焼鈍を施す工程：
    を有する、
    フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
    ここで、Ｔ１およびＴ２はそれぞれ、次式（１）および（２）式により定義される。
    Ｔ１［℃］＝１４４Ｎｉ＋６６Ｍｎ＋８８５ ・・・（１）
    Ｔ２［℃］＝９１Ｎｉ＋４０Ｍｎ＋１０８３ ・・・（２）
    なお、（１）式および（２）式におけるＮｉおよびＭｎはそれぞれ、上記スラブの成分組成におけるＮｉ含有量（質量％）およびＭｎ含有量（質量％）である。
  6. 前記スラブの成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｗ：０．０１〜０．２０％および
    Ｃｏ：０．０１〜０．２０％
    の１種または２種以上を含有する、請求項５に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  7. 前記スラブの成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％および
    Ｚｒ：０．０１〜０．２０％
    の１種または２種以上を含有する、請求項５または６に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  8. 前記スラブの成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｓｎ：０．００１〜０．５００％および
    Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
    の１種または２種以上を含有する、請求項５〜７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。
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