JP7394577B2

JP7394577B2 - フェライト系ステンレス鋼スラブ、及び、鋼板の製造方法

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Publication number: JP7394577B2
Application number: JP2019187681A
Authority: JP
Inventors: 篤史田口; 詠一朗石丸; 祐司加賀; 謙木村; 眞市田村
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2019-10-11
Filing date: 2019-10-11
Publication date: 2023-12-08
Anticipated expiration: 2039-10-11
Also published as: JP2021063257A

Description

本願は、成形加工した際の成形後の表面特性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を製造するのに適した鋼材を開示する。

代表鋼種であるＳＵＳ３０４（１８Ｃｒ－８Ｎｉ）をはじめとしたオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性、加工性、美麗性等に優れることから家電、厨房品、建材等に広く用いられている。但し、オーステナイト系ステンレス鋼は高価かつ価格変動の激しいＮｉが多量に添加されているため、鋼板とした場合の価格も高くなってしまう。経済性の観点からはより安価な材料が望まれている。

一方、フェライト系ステンレス鋼はＮｉを含有しないか、もしくは含有量が少ないため、コストパフォーマンスに優れる材料として、近年需要が増加している。しかしながら、成形用途として使用する場合に最大の問題となるのが、成形後に表面凹凸が形成されることによる表面特性の劣化である。

「表面凹凸」とは、加工や成形を行った後に鋼板表面に生じるものであり、結晶粒複数個の大きさに対応した「肌荒れ（オレンジピール）」と、元の圧延方向に展伸した「リジング」とが重畳したものである。ＳＵＳ４３０ＬＸのようにＣ、Ｎを低減させた、いわゆる高純フェライト系ステンレス鋼は、結晶粒が粗大化しやすいため、肌荒れが大きく、顕著となる。また、高純フェライト系ステンレス鋼は、高温でオーステナイト相が生成しないため、変態を活用した細粒化ができない。したがって、リジングも大きくなる傾向がある。

家電製品の筺体或いは器物のように比較的厳しい成形性が要求される場合、高純フェライト系ステンレス鋼が用いられることが多い。この場合、成形後の強度を担保するために、０．６ｍｍ以上の板厚を有する鋼板を採用するのが一般的である。通常、前述の肌荒れやリジングの発生のため、成形後に研磨によって表面凹凸の除去が行われている。この研磨の際、鋼組織中に粗大な析出物或いは介在物（粗大な化合物）が存在すると、研磨後の耐食性が低下する。この原因は表面に現出した粗大な化合物が研磨で除去されて腐食起点となる孔が形成される、もしくは、母材との隙間が広がり、隙間腐食を促進するためである。したがって成形用に用いられるフェライト系ステンレス鋼は高純かつ、粗大な化合物が存在しないことが重要となる。

上述した背景から、成形後の肌荒れとリジングとを同時に改善するフェライト系ステンレス鋼が求められている。リジングを改善するには凝固組織の細粒化、等軸晶化が重要であることが知られている。また肌荒れは結晶粒径を細かくすることにより抑制できることが知られている。

非特許文献１には、フェライト系ステンレス鋼にＴｉ又はＣｏ－Ｂ化合物を添加することにより凝固組織の等軸晶率を増加する手法が記載されている。しかしこれらはＴｉＮ或いはＣｏ－Ｂ化合物の接種核効果（不均質核生成）を利用するものである。この場合の接種核は大きさが１０μｍを超えるものが多数存在するため、凝固組織の等軸晶率を増加することができても研磨後の耐食性低下を招く。また、本技術を採用したとしても、凝固組織の細粒化ができるとは限らない。

特許文献１にはＭｇ系介在物を接種核として用いてリジング性を向上させる手法が開示されている。本手法も接種核を用いる技術であり、接種核が粗大な場合には研磨後の耐食性低下を招く懸念がある。また、本技術は肌荒れ性を改善する手法については開示していない。本技術を採用したとしても、凝固組織の細粒化ができるとは限らない。

この他に鋳造温度の低下や電磁撹拌の利用により凝固組織の等軸晶化が促進することが知られているが、リジング性は必ずしも改善しない場合がある。また耐肌荒れ性は改善されない。

鉄と鋼、第６６巻（１９８０年）、７１０頁

特開平１０－３２４９５６号公報

上述の通り、高純フェライト系ステンレス鋼は、高温でオーステナイト相が生成しないことから変態を活用した細粒化が困難である。そのため、凝固段階において予め結晶粒を微細化しておくことが重要である。しかしながら、現状の技術では、高純フェライト系ステンレス鋼の凝固段階で結晶粒を十分に微細化することは難しい。すなわち、高純フェライト系ステンレス鋼を鋼板とし、当該鋼板を製品形状へ成形した場合、製品成形後の肌荒れとリジングとを低減することは難しいのが現状である。このため、現状の技術では、所定の形状への成形加工ができない、もしくは成形加工できても成形後に生じた表面凹凸が大きく、それを除去するために研磨工程を行う必要がある。研磨工程を行う場合、研磨時間がかかり製造コストがかさむ上、研磨にて生じた粉じんが多く発生するなどの環境面の問題もある。

上記問題に鑑み、本願においては、製品形状へ成形後の肌荒れとリジングとを低減することが可能な、高純フェライト系ステンレス鋼からなる素材を提供することを目指す。

本発明者らは、製品形状へ成形後の表面凹凸に及ぼす成分について鋭意検討を行った。その結果、特にＮｂ及びＢの含有量を特定の範囲に制御した際に、凝固組織が微細化するとともに、凝固組織の凝固方向への伸びを抑えることができ、製品形状への成形後の肌荒れとリジングの両欠陥が抑制されることを明らかにした。この結果は、例えば、ＮｂとＢとが微細な化合物を形成し、その化合物が凝固時の有効な晶出場所になっている、或いは、その後の凝固の進行に際して極めて有効な障害物として作用し、凝固組織の成長を抑制しているためと考えられるが、この点は形成される化合物、そのメカニズムを含めて、現在も更なる調査を継続中である。

上記知見に基づき、本願は上記課題を解決するための手段の一つとして以下の技術を開示する。
［１］質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０１５％以下、Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：１１．０％以上２５．０％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０２０％以下、Ａｌ：０％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｂ：０．００１０％以上０．０１００％以下、Ｐ：０％以上０．０４０％以下、Ｓ：０％以上０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０％以上０．３０％以下、Ｖ：０％以上０．３０％以下、Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上１．００％以下、Ｃｕ：０％以上１．００％以下、Ｗ：０％以上１．００％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、Ｙ：０％以上０．２０％以下、Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、Ｓｂ：０％以上０．５０％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記（１）式を満足し、等軸晶率が７０％以上のフェライト単相組織よりなり、厚さが１５０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス鋼材。
Ｎｂ＋５０Ｂ≧０．２００・・・（１）
［２］平均結晶粒径が５ｍｍ以下である、［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
［３］厚さの１／４位置において厚さ方向の｛００１｝面ランダム強度比が２．０未満である、［１］又は［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼材。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼材に対して、熱間加工及び／又は冷間加工を行う工程を含む、鋼板の製造方法。

本開示の技術によれば、製品形状へ成形後の肌荒れとリジングとを低減することが可能な、高純フェライト系ステンレス鋼からなる素材を提供することができる。

１．フェライト系ステンレス鋼材
本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、以下に説明するように所定の成分を所定の量含み、上記式（１）を満足し、等軸晶率が７０％以上のフェライト単相組織よりなり、厚さが１５０ｍｍ以上である。以下、本開示のフェライト系ステンレス鋼材の要件について詳しく説明する。

１．１成分
まず、本開示のフェライト系ステンレス鋼材に含まれる成分について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．００１％以上０．０１５％以下）
Ｃは、Ｃｒと析出物を作るときに耐食性を低下させる。このためＣ含有量は低い方が好ましいが、極低炭素成分にするには精錬時間が長くなるため、０．００１％を下限とする。また過度の添加は成形性を低下させるため、上限を０．０１５％とする。精錬コスト及び成形性の両方を考慮した場合、Ｃ含有量は、０．００２％以上であってもよいし、０．００４％以上であってもよく、０．０１１％以下であってもよいし、０．００８％以下であってもよい。

（Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下）
Ｓｉは、耐酸化性向上元素であるが過剰な添加は成形性の低下を招くため、１．００％を上限とする。成形性の点からＳｉ含有量は低い方が好ましいが、過度の低下はコストの増加を招くため、０．０１％を下限とする。製造性の観点から、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上であってもよいし、０．１１％以上であってもよく、０．６０％以下であってもよいし、０．４０％以下であってもよいし、０．３０％以下であってもよい。

（Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下）
ＭｎもＳｉ同様に、多量の添加は成形性の低下を招くため、上限を１．０％とする。成形性の点からＭｎ含有量が低い方が好ましいが、過度の低下はコストの増加を招くため、０．０１％を下限とする。製造性の観点から、Ｍｎ含有量は、０．０５％以上であってもよいし、０．１０％以上であってもよく、０．４０％以下であってもよいし、０．３０％以下であってもよい。

（Ｃｒ：１１．０％以上２５．０％以下）
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を向上する元素である。１１．０％未満では十分な耐食性は得られないため、下限を１１．０％とする。一方、過度な添加はσ相（Ｆｅ－Ｃｒの金属間化合物）相当の金属間化合物の生成を促進して製造時の割れを助長するため、上限を２５．０％とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）の点から、Ｃｒ含有量は、１４．０％以上であってもよいし、１６．０％以上であってもよく、２２．０％以下であってもよいし、２１．０％以下であってもよい。

（Ｎ：０．００２％以上０．０２０％以下）
Ｎは、Ｃ同様、Ｃｒとの化合物を作るときに耐食性を低下させる。また過度の添加は成形性を低下させるため低い方が好ましい。低窒素化は精錬コストの上昇を招くため下限を０．００２％とする。一方で、成形性、耐食性の観点から、上限を０．０２０％とする。成形性と製造性と耐食性との点から、Ｎ含有量は、０．００５％以上であってもよいし、０．００８％以上であってもよく、０．０１５％以下であってもよいし、０．０１２％以下であってもよい。

（Ａｌ：０％以上０．３０％以下）
Ａｌは脱酸元素として使用されることが多い。ただし、本発明者らの新たな知見によれば、フェライト系ステンレス鋼においてＡｌを多量に添加すると、リジング性及び肌荒れ性を共に低下させるとともに、研磨後の耐食性も低下させることが明らかとなった。この点、Ａｌ含有量は低い方が好ましく、上限を０．３０％とする。特性上は添加する必要がないため下限は０％であってもよい。ただし、不可避的に混入する場合や製造性を考慮すると、Ａｌ含有量は０．００３％以上であってもよいし、０．０１％以上であってもよく、０．２０％以下であってもよいし、０．０９％以下であってもよい。

（Ｎｂ：０．０５％以上０．２０％以下）
ＮｂはＢと複合で添加した場合にリジング性、耐肌荒れ性を改善する重要な元素である。後述するようにＮｂ含有量には適正な範囲が存在する。０．０５％未満であるとリジング及び肌荒れが顕著に発生するため、下限を０．０５％とする。凝固組織の微細化にはＮｂ添加量が多いほど好ましいが、過度の添加は肌荒れ性の劣化を招く。また、本発明者の知見によれば、Ｎｂを過度に添加した場合、鋼材における等軸晶率が低下する傾向にある。これは、過剰なＮｂによってＮｂ含有化合物が晶出し、固溶Ｎｂ量が実質的に減少したためと推定される。このためＮｂの上限を０．２０％とする。リジング、肌荒れの両特性を安定的に確保する観点から、Ｎｂ含有量は、０．０８％以上であってもよいし、０．１０％以上であってもよく、０．１９％以下であってもよいし、０．１５％以下であってもよい。

（Ｂ：０．００１０％以上０．０１００％以下）
ＢはＮｂと複合添加した場合に前述のようにリジング及び肌荒れ性が向上する。Ｎｂと同様にリジング性に対して適正な範囲が存在する。０．００１０％未満ではリジング性の改善が不十分であるため、下限を０．００１０％とする。また、凝固組織の微細化にはＢ添加量が多いほど好ましいが、過度の添加は製造時の凝固割れを招く場合がある。このため上限を０．０１００％とする。製造時の凝固割れを一層抑制する観点から、上限は０．００５０％であってもよい。製造安定性を考慮すると、Ｂ含有量は、０．００１２％以上であってもよいし、０．００１９％以上であってもよく、０．００５０％以下であってもよいし、０．００３０％以下であってもよい。

（式（１）：Ｎｂ＋５０Ｂ≧０．２００）
本開示のフェライト系ステンレス鋼材においては、Ｎｂ＋５０Ｂが０．２００％以上であることが重要である。上述のようにＮｂ及びＢの両者を複合添加した際に凝固組織が微細化するとともに、凝固組織の凝固方向への伸びを抑制してリジング性及び肌荒れ性が改善される。具体的には、本開示のフェライト系ステンレス鋼材においては、Ｎｂ及びＢの両者が複合添加されることで、Ｎｂ－Ｂ系の微細な晶出物が核となって等軸晶化が促進されて凝固組織が微細化し、製品形状への成形後のリジング性が向上するものと考えられる。或いは、Ｎｂ及びＢが結晶粒界に偏析することにより、再結晶時の結晶粒の成長が抑制され、製品形状への成形後の肌荒れ性が低減されるものと考えられる。Ｎｂ＋５０Ｂが０．２００％未満であるとこの効果を発揮しない。Ｎｂ＋５０Ｂは０．２１０％以上であってもよいし、０．２３０％以上であってもよい。上限は特に限定されないが、製造時の割れ、靱性低下を考慮した場合、０．６００％以下であってもよいし、０．４００％以下であってもよい。

（Ｐ：０％以上０．０４０％以下）
Ｐは、成形性及び耐食性を低下させる元素であるため、Ｐ含有量は低い方が好ましく、上限を０．０４０％とする。下限は特に限定されず０％であってもよい。但し、コストを抑える観点から、０．００５％以上であってもよい。成形性と製造コストの両者を考慮した場合、Ｐ含有量は、０．００７％以上であってもよいし、０．０１０％以上であってもよく、０．０３０％以下であってもよいし、０．０２５％以下であってもよい。

（Ｓ：０％以上０．０１００％以下）
Ｓは不可避的不純物元素であり、製造時の割れを助長するため、上限を０．０１００％とする。Ｓ含有量は低いほど好ましく、０．００３０％以下であってもよいし、０．００２０％以下であってもよい。下限は特に限定されず０％であってもよい。一方、Ｓ含有量を過度の低下させるためにはコストの上昇を招く。この観点から、Ｓ含有量は、０．０００３％以上であってもよい。

本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、上記の基本組成に加えて下記の元素群のうち１種又は２種以上を選択的に含有させてもよい。

（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
Ｔｉは成形性及び耐食性を向上させる元素である。フェライト系ステンレス鋼の用途に応じて添加することができる。ただし、Ｔｉの過度の添加は研磨後の耐食性低下、製造性低下を招くため、上限を０．２０％とする。下限は特に限定されず０％であってもよい。Ｔｉ含有量は、０．０５％以上であってもよく、０．１６％以下であってもよいし、０．１４％以下であってもよい。

（Ｍｏ：０％以上０．３０％以下）
Ｍｏは耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加してもよい。ただし、過度の添加はリジング性及び肌荒れ性を低下させるため、上限を０．３０％とする。下限は特に限定されず０％であってもよい。製造性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．０２％以上であってもよいし、０．０４％以上であってもよく、０．２４％以下であってもよいし、０．１２％以下であってもよい。

（Ｖ：０％以上０．３０％以下）
ＶもＭｏ同様に耐食性を向上させるため、必要に応じて添加してもよい。一層良好な耐食性を発揮させる観点から、下限を０．０３％としてもよい。一方で、０．３０％超の添加はリジング性の低下を招くためこれを上限とする。Ｖ含有量は、０％以上であってもよいし、０．０３％以上であってもよいし、０．０８％以上であってもよく、０．３０％以下であってもよいし、０．２２％以下であってもよい。

（Ｓｎ：０％以上０．５０％以下）
Ｓｎは耐食性を向上させる効果を有する元素であるため、必要に応じて添加してもよい。一層良好な耐食性を発揮させる観点から、下限を０．００５％としてもよい。一方、多量の添加は製造性の劣化を招くため、０．５０％を上限とする。製造性も考慮すると、Ｓｎ含有量は、０％以上であってもよいし、０．００５％以上であってもよいし、０．０１％以上であってもよいし、０．０２％以上であってもよく、０．５０％以下であってもよいし、０．２０％以下であってもよいし、０．１０％以下であってもよい。

（Ｎｉ：０％以上１．００％以下、Ｃｕ：０％以上１．００％以下、Ｗ：０％以上１．００％以下、Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、Ｚｒ：０％以上０．５０％以下）
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃｏ、Ｚｒは、耐食性或いは耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。但し、これらの元素の過度な添加は成形性の低下を招くばかりでなく合金コストの上昇や製造性を阻害することに繋がる虞がある。そのため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの各々の含有量の上限は１．００％とする。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗの各々の含有量は、０．８０％以下であってもよいし、０．５０％以下であってもよい。一方で、Ｃｏ、Ｚｒの各々の含有量の上限は０．５０％とする。Ｃｏ、Ｚｒの各々の含有量は、０．４０％以下であってもよいし、０．３５％以下であってもよい。いずれの元素についても、その含有量は、０％以上であってもよいし、０．０５％以上であってもよいし、０．１０％以上であってもよい。

（Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下）
Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性や２次加工性を向上させる元素であり、必要に応じて添加してもよい。但し、これら元素の過度な添加は製造性を阻害することに繋がる。また粗大な介在物を形成して研磨後の耐食性低下に繋がるため、Ｃａ、Ｍｇの各々の含有量の上限は０．００５０％とする。下限については、０％以上であってもよいし、０．０００１％以上であってもよい。製造性と熱間加工性を考慮した場合、Ｃａ、Ｍｇともに、その含有量は、０．０００２％以上であってもよく、０．００２０％以下であってもよいし、０．００１０％以下であってもよい。

（Ｙ：０％以上０．２０％以下、Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下）
Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性や鋼の清浄度の向上並びに耐酸化性の改善に対して有効な元素であり、必要に応じて添加してもよい。添加する場合、含有量の上限は、Ｙ及びＨｆはそれぞれ０．２０％、ＲＥＭは０．１０％とする。Ｙ及びＨｆの各々の含有量は０．１５％以下であってもよいし、０．１０％以下であってもよい。ＲＥＭの含有量は０．０８％以下であってもよいし、０．０５％以下であってもよい。Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭともに、各々の含有量は０％以上であってもよいし、０．００１％以上であってもよいし、０．００５％以上であってもよい。尚、本願において「ＲＥＭ」とは、原子番号５７～７１に帰属する元素（ランタノイド）を指し、例えば、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等である。

（Ｓｂ：０％以上０．５０％以下）
ＳｂはＳｎと同様に耐食性向上効果を持つ元素であり、必要に応じて添加してもよい。ただし、Ｓｂの多量の添加は製造性の劣化を招くため、０．５０％を上限とする。一方、耐食性向上の効果は０．００５％以上で発揮されるためこれを下限とする。Ｓｂ含有量は、０％以上であってもよいし、０．００５％以上であってもよいし、０．０１％以上であってもよく、０．３０％以下であってもよいし、０．１０％以下であってもよい。

本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、上述の各元素に加えて、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなるが、上記課題を解決できる範囲で、上述の各元素以外の元素を含有していてもよい。例えば、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｈ、Ｔａ等を含有させてもよいが、これらの元素の含有量は可能な限り低減することが好ましい。これらの元素は、上記課題を解決できる限度において、その含有割合が制御され、例えば、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍの１種以上を含有してもよい。

１．２形状及び組織
次に本開示のフェライト系ステンレス鋼材の形状及び金属組織について述べる。

１．２．１鋼材の形状
本願にいう「鋼材」とは、精錬後に凝固工程を通ったままの状態の素材を指す。凝固後に再加熱したものや、また分解（圧延）などの加工をしたものは含まない。尚、表面疵抑制を目的に表面手入れを行うことは構わない。本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、凝固ままで後述の細粒組織を得ることができる。鋼材の厚さは１５０ｍｍ以上とする。厚さが１５０ｍｍ未満の場合、鋼板製造時の加工率(圧延率)が少なく、肌荒れを抑制することが難しくなる場合がある。鋼材の具体例としてはスラブのような扁平厚板素材が挙げられる。

１．２．２金属組織
本開示のフェライト系ステンレス鋼材はフェライト単相組織よりなる。これは、母材の金属組織において、オーステナイト相やマルテンサイトを実質的に含まないことを意味する。母材の金属組織においてオーステナイト相やマルテンサイトが含まれる場合は、変態の活用により結晶粒径を細かくすることが可能である。また、これらは製造時に耳割れ等の歩留まり低下を招く。この点、母材の金属組織はフェライト単相組織が好ましいが、工業生産上許容できる範囲で不可避的に異相が含まれていてもよい。なお、鋼中には炭窒化物等の析出物が存在する場合があるが、本開示の鋼材においてもこのような析出物が存在していてもよい。

１．２．３等軸晶率
本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、上述したように、Ｎｂ及びＢの含有量を所定の範囲に制限することによってＮｂ及びＢの晶出物が核となって等軸晶化が促進されるものと考えられ、等軸晶率が７０％以上の組織が得られる。等軸晶は粒形状アスペクト比（短径／長径）が０．５～１．０の範囲の結晶粒を示す。結晶粒のアスペクト比はＳＥＭにより鋼材の表面や断面の二次画像を取得することにより特定する。すなわち、断面光学顕微鏡画像において結晶粒の最長径を特定し、当該最長径と直交する最短径を特定し、特定した最長径と最短径とからアスペクト比を特定する。等軸晶率を特定する場合は、鋼材における任意の５つの断面について測定を実施し、その平均値を持って等軸晶率とする。ただし、鋳造方向で等軸晶率が２倍以上に大きく変化する場合には、更に５断面以上で測定し、その平均値を算出する。等軸晶率は断面組織を観察した際に全面積に対する等軸晶組織の占める割合（面積率）であるが、測定は板厚長さに対する等軸晶組織が占める長さを持って算出する。等軸晶率は、研磨、腐食によって金属組織を現出させた後に測定する。具体的には、鋼材全厚みを含む断面において、金属組織を現出させた後で、鋼材厚さ方向の全長さに対する等軸晶が占める長さを算出して、鋼材厚さ方向における等軸晶率を測定・算出する。なお測定位置によるばらつきが生じるため、５か所以上を測定し、その平均値を持って等軸晶率とすることとする。

尚、例えば、冷延焼鈍板を成形した際に生じる肌荒れの程度は、冷延焼鈍板の結晶粒径の影響を受ける。本発明者の知見では、冷延焼鈍板における結晶粒度番号が９．０以上のときに肌荒れが抑制されやすい。冷延焼鈍後の鋼板における結晶粒度番号を９．０以上とするためには、再結晶による細粒化を製造工程内で行う必要がある。このため、元の素材（鋼材）を再結晶しやすい組織とし、必要な圧下を加える。ここで、鋼材（例えばスラブ）において柱状晶粒は再結晶しにくい、或いは再結晶したとしても結晶粒径が大きくなりやすい。そのため、上述の通り、鋼材における等軸晶率を７０％以上とする必要がある。加えて、総圧下率が大きいほど好ましい。そのため、上述の通り、鋼材の厚みを１５０ｍｍ以上とする必要がある。これらの条件を満足することで、冷延焼鈍後に結晶粒度番号９．０以上の鋼板が得られやすくなり、肌荒れが一層抑制されやすくなる。

１．２．４結晶粒径
上述の通り、本開示のフェライト系ステンレス鋼材はＮｂ及びＢ等の含有量を特定の範囲に制御されており、且つ、凝固組織中の等軸晶率が増加している。すなわち、平均結晶粒径が小さい。例えば、本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、平均結晶粒径が５ｍｍ以下であってもよい。結晶粒径は、研磨及び腐食により金属組織を現出させた後に測定すればよい。平均結晶粒径の測定は、線分法で測定する。すなわち、圧延方向と垂直な断面について光学顕微鏡画像を取得し、当該画像に含まれる等軸晶部において、板厚方向に２５０ｍｍ以上、板幅方向に２５０ｍｍ以上となるように直線を引き、測定長さを交差する結晶粒回数で除することで算出する。平均結晶粒径が５ｍｍ以下であることで、後工程において再結晶を活用した細粒化がより容易となる。

１．２．５板厚方向の｛００１｝面ランダム強度比
本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、厚さの１／４位置において厚さ方向の｛００１｝面ランダム強度比が２．０未満であってもよい。凝固組織に粗大な結晶粒（柱状晶）が残存してリジング特性が劣化する場合、粗大柱状晶は板厚の１／４に残存することが多い。このため、１／４位置を組織調査位置とする。また板厚方向の｛００１｝面ランダム強度比が２．０未満であることにより、リジング特性がさらに向上する。ランダム強度比は、板厚１／４位置の板厚方向と垂直をなす断面においてＸ線回折を行い、粉末焼結で作製し、特定方位への結晶配向を持たない標準サンプルの強度との比を算出することで求める。

１．３その他の条件
本開示のフェライト系ステンレス鋼材は鋳造により得ることができる。具体的には、上記の鋼組成を有する溶鋼を用いてインゴット鋳造や連続鋳造を行うことで、厚みが１５０ｍｍ以上の鋼材を得る。ここで、鋳造後に得られる鋼材が目的とする組織を有するように、鋳造時の温度や冷却速度等を制御してもよい。本開示のフェライト系ステンレス鋼材を得るにあたって、鋳造時の条件は特に限定されるものではないが、安定鋳造のために次の条件としてもよい。すなわち、鋳造温度は凝固開始温度より２５℃以上１００℃以下高くしてもよい。また、鋼材における等軸晶率を一層高めるために、鋳造時に鋳造速度を低めて溶鋼の温度勾配を低くしてもよい。尚、鋳造時における電磁撹拌有無等がリジング性及び肌荒れ性に与える影響は小さいものと考えられる。

以上の通り、本開示のフェライト系ステンレス鋼材は、Ｎｂ及びＢの含有量等が特定の範囲に制御される。これにより、当該鋼材を鋼板に加工し、その後、製品形状へと成形する場合においても、製品形状への成形性を確保しつつ、製品形状へ成形後の肌荒れとリジングとを同時に低減するとともに、研磨後の耐腐食性も確保することが可能である。

２．鋼板の製造方法
本開示の技術は、鋼板の製造方法としての側面も有する。すなわち、上述のフェライト系ステンレス鋼材に対して、熱間加工及び／又は冷間加工を行う工程を含む、鋼板の製造方法である。

鋼材は板厚が厚いため、製品へと成形加工し得る板厚（一般的には１ｍｍ以下）まで薄くする必要がある。これには熱間加工や冷間加工を行う。板状の形状を得るには熱間圧延及び冷間圧延を行うことが好ましい。また必要に応じて適宜熱処理を加えても良い。鋼板の製造方法の一例として、例えば、溶解、精錬、鋳造による鋼材の製造－熱間圧延－熱延板焼鈍－冷間圧延－冷延板焼鈍の各工程からなる製法を採用できる。熱間圧延により、例えば、板厚３ｍｍ～１０ｍｍの熱延板とする。冷間圧延率は、例えば、７０％以上とすることが好ましい。また冷間圧延後の熱処理（冷延板焼鈍、最終焼鈍）における最高到達温度は、冷延板の再結晶温度をＴ（℃）とすると、例えば、（Ｔ－１０）～（Ｔ_２＋５０）℃の範囲に制御することが好ましい。冷延板焼鈍の最高到達温度が（Ｔ_２－１０）未満であると材料が硬質化して成形割れが生じ易くなるためである。一方、最高到達温度が（Ｔ_２＋５０）超であると結晶粒径が大きくなり、成形後の肌荒れが生じ易くなるためである。

３．推定メカニズム及び効果
本開示のフェライト系ステンレス鋼材を用いて鋼板を製造し、当該鋼板を成形して製品を得た場合に、製品成形後の表面凹凸（リジングと肌荒れ）が低減される理由については鋭意調査中ではあるが、現時点では次のように推測される。

一般的にフェライト系ステンレス鋼は凝固時に粗大な柱状晶組織を形成しやすい。この粗大柱状結晶粒がリジングの原因となり得る。また高純フェライト系ステンレス鋼においては、一旦形成した結晶粒を微細にする方法としては再結晶現象を活用するしかない。したがって、上述した各成分は凝固組織或いは製造時の再結晶挙動に寄与していると考えられる。今回の知見では、Ｎｂ及びＢを複合的に添加することが重要である。Ｎｂ及びＢの添加は凝固組織の等軸晶率増加をもたらす。スラブ観察ではＮｂ－Ｂの粗大な介在物は観察できなかったため、微細な化合物を生成したか、組成的過冷現象により細粒化したと考えられる。実際に冷延焼鈍後においても粗大な析出物は認められなかった。Ａｌは再結晶への影響は小さいが、凝固組織を粗大化する傾向があるため、このことを通して圧延時の再結晶が遅延し、結果として製品のリジング性へ影響を及ぼすと推察される。また、肌荒れ性が低減される原因としては、ＮｂとＢは粒界偏析元素であるため、結晶粒界に偏析して結晶粒成長を抑制する効果があると考えられる。すなわち、本開示の技術は、凝固組織微細化と熱間再結晶促進を両立するために、凝固組織を微細化し、かつ再結晶後の粒成長を抑える元素の添加量を適正化することで、リジングの発生並びに肌荒れ性に影響する粒成長性を制御した新たな技術と言える。これまでにおいて、これらの元素の全てを適正範囲に制御した組成、またそれを示唆する指針は存在しない。

次に実施例を示しつつ本開示のフェライト系ステンレス鋼材による効果についてさらに詳細に説明するが、実施例での条件は、本開示の技術の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例に過ぎず、本開示の技術は、以下の実施例に限定されるものではない。以下の実施例に示す条件以外にも、上記課題を解決できる限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

１．スラブの製造及び評価
鋼材としてスラブを製造して各種評価を行った。具体的には、下記表１、２に示す成分組成のステンレス溶鋼を球状黒鉛鋳鉄よりなる鋳型に流し込むことで溶製して２００ｍｍ厚のスラブを製造し、スラブ断面より金属組織を調査した。金属組織に対して、その等軸晶率（全板厚に占める等軸粒の割合）及び平均結晶粒径（測定長さを交差した結晶粒回数で除した値）を求めた。また厚み１／４の厚さ方向に垂直な断面よりＸ線測定を実施し、厚さの１／４位置における厚さ方向の｛００１｝面ランダム強度比を測定した。Ｘ線測定は５か所測定し、その平均値を用いた。

２．ステンレス鋼板の製造
上述のようにして得られたスラブを熱間圧延にて圧延した（ここで、鋼種Ａについてのみ、２００ｍｍ厚のスラブをそのまま熱間圧延した場合（下記実施例１）と、スラブの板厚中心１００ｍｍ厚を切断して熱間圧延した場合（下記比較例６）との２つの場合について検討を行うこととした。）。その後、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍を施して０．６ｍｍ厚のステンレス鋼板を製造した。熱延板焼鈍、冷延板焼鈍においては再結晶温度Ｔを測定してから焼鈍温度を決定した。熱延板焼鈍はＴ＋１０(℃)、冷延板焼鈍はＴ(℃)とした。なお熱延板焼鈍及び冷延板焼鈍における焼鈍時間（保持時間）はそれぞれ、３０秒とし、かつ本実施例において中間焼鈍は省略した。冷間圧延率は８５％とした。

３．ステンレス鋼板の成形
得られたステンレス鋼板より、φ１１０ｍｍの試料を切り出し、限界絞り比２．２のカップ成形試験を行った。今回実施したカップ成形試験条件は、ポンチ径が５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒが５ｍｍ、ダイス径が５３ｍｍ、ダイス肩Ｒが８ｍｍ、しわ押さえ圧が１０トンであり、試料とポンチ間の潤滑のために、出光興産株式会社製の防錆油「ダフニーオイルコートＺ３（登録商標）」を塗布後に潤滑シート「ニチアス株式会社製ナフロンテープＴＯＭＢＯ９００１」を貼り付けた。

４．成形品の評価
４．１．肌荒れ
カップ成形後の肌荒れを評価した。具体的には、カップ成形後の試料の縦壁部の高さ中央部において、圧延方向と平行方向に５ｍｍ長さについて二次元接触式の表面粗さ測定機を用いて表面粗さ測定を行った。ＪＩＳＢ００３１（２００３）に記述される算術平均粗さＲａが２．０μｍを基準とし、それ以下の場合に表面肌荒れ評価を良好（○）、Ｒａが２．０μｍ超の場合に表面肌荒れ評価を不良（×）と判断した。

４．２．リジング性
カップ成形後のリジングは縦壁部を圧延方向と垂直方向に測定した。すなわち、前述の肌荒れを測定した方向と９０°ずらした方向の縦壁部で測定した。測定は二次元接触式の表面粗さ測定機で実施し、測定長さは１０ｍｍとした測定範囲内で最も高い部分と低い部分の高さの差をリジングと定義し、これが５μｍ未満の場合にリジング性良好（〇）、５μｍ以上の場合にリジング性不良（×）と判断した。

４．３．研磨後耐食性
カップ外面の凹凸部を＃１５０に相当するグラインダで研削した後、耐食性を調査した。耐食性はカップ外側から塩水を噴霧する試験とした。ＮａＣｌ濃度は５％、試験温度は５０℃とし、その他の試験片形状及び試験条件はＪＩＳＺ２３７１に準拠した。耐食性の評価は、４８試験後の外観で赤錆が認められたものを不良（×）、赤錆が認められないものを良好（〇）とした。

下記表３に、上記特性評価の結果を示す。なお、実施例においてステンレス鋼板は全てフェライト単相（オーステナイト相やマルテンサイト組織を含まない）であった。

表３に示すように、実施例１～８については、耐肌荒れ性及びリジング性成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができた。

一方、比較例１については、鋼種ＫのＢ量が低く、Ｎｂ量及びＢ量の合計量も低い。また、スラブでの等軸晶率が低く、｛００１｝面強度比が高い。このため、製品板のリジング特性が不良となる。

比較例２については、鋼種ＬのＮｂ量及びＢ量の合計量が低い。また、スラブでの等軸晶率が低く、｛００１｝面強度比が高い。加えて製品の結晶粒径が大きく、肌荒れ性が不良となる。

比較例３については、鋼種ＭのＡｌ量及びＴｉ量が高い。また、スラブでの等軸晶率が低く、｛００１｝面強度比が高い。このため、製品板のリジング特性が不良となる。また研磨後の耐食性も不良となる。

比較例４については、鋼種ＮのＮｂ量が高い。また、スラブでの等軸晶率が低く、｛００１｝面強度比が高い。このため、製品板のリジング特性が不良となる。

比較例５については、鋼種ＯのＮｂ量が低い。また、スラブの等軸晶率が低い。このため、製品板の肌荒れ性とリジング性とがともに不良となる。

比較例６については、スラブ厚が１５０ｍｍ未満であるため、製造時の圧下率が少なくなり、製品板の肌荒れ性が不良となる。

以上の通り、実施例１～８に係るフェライト系ステンレス鋼スラブのように、Ｎｂ及びＢの含有量等を特定の範囲に制御し、等軸晶率を所定以上とし、且つ、厚みを１５０ｍｍ以上とすることで、当該スラブを鋼板に加工し、その後、製品形状へと成形する場合においても、製品形状への成形性を確保しつつ、製品形状へ成形後の肌荒れとリジングとを同時に低減するとともに、研磨後の耐腐食性も確保することが可能であることが分かる。

本開示のフェライト系ステンレス鋼板は、成形加工後の表面特性に優れているので、従来行われていた表面凹凸除去を目的とした成形加工後の研磨工程を省略することができるため、製造コストの面でも効果を十分に享受できる。本開示のフェライト系ステンレス鋼板は、例えば、家電製品の筺体或いは器物のように、比較的厳しい成形性が要求される用途においても採用することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００１％以上０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上２５．０％以下、
Ｎ：０．００２％以上０．０２０％以下、
Ａｌ：０％以上０．３０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以上０．２０％以下、
Ｂ：０．００１０％以上０．０１００％以下、
Ｐ：０％以上０．０４０％以下、
Ｓ：０％以上０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％以上０．２０％以下、
Ｍｏ：０％以上０．３０％以下、
Ｖ：０％以上０．３０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：０％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上１．００％以下、
Ｗ：０％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、
Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、
Ｙ：０％以上０．２０％以下、
Ｈｆ：０％以上０．２０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、
Ｓｂ：０％以上０．５０％以下
を含み、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記（１）式を満足し、
等軸晶率が７０％以上のフェライト単相組織よりなり、
厚さが１５０ｍｍ以上である、
フェライト系ステンレス鋼スラブ。
Ｎｂ＋５０Ｂ≧０．２００・・・（１）
平均結晶粒径が５ｍｍ以下である、
請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼スラブ。
厚さの１／４位置において厚さ方向の｛００１｝面ランダム強度比が２．０未満である、
請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼スラブ。
請求項１～３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼スラブに対して、熱間加工及び／又は冷間加工を行う工程を含む、
鋼板の製造方法。