JPWO2020017123A1 - 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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Abstract
所定の成分組成とし、かつ、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差をＨｖ５０以下にする。
Description
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板に関する。特に、本発明は、板厚が５．０ｍｍ以上でかつ、せん断加工後のせん断分離面性状に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関する。
フェライト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを多量に含有するオーステナイト系ステンレス鋼より安価であることから、近年、より多くの用途に使用されるようになってきている。例えば、自動車部品のフランジやブラケットなどには、剛性確保の観点から、板厚の厚いフェライト系ステンレス鋼の適用が進められている。
このような板厚の厚い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、
「質量％で、Ｃ：０.０３０％以下、Ｓｉ：２.００％以下、Ｍｎ：２.００％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０４０％以下、Ｃｒ：１０.００〜２５.００％、Ｎ：０.０３０％以下、Ｔｉ：０.０１〜０.５０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、硬さが１８０ＨＶ以下、２５℃におけるシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上に調整されている板厚５.０〜１２.０ｍｍのＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイル。」
が開示されている。
「質量％で、Ｃ：０.０３０％以下、Ｓｉ：２.００％以下、Ｍｎ：２.００％以下、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０４０％以下、Ｃｒ：１０.００〜２５.００％、Ｎ：０.０３０％以下、Ｔｉ：０.０１〜０.５０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、硬さが１８０ＨＶ以下、２５℃におけるシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上に調整されている板厚５.０〜１２.０ｍｍのＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイル。」
が開示されている。
ところで、フェライト系ステンレス鋼は、せん断加工により所定の形状の部材に加工されることが一般的である。
ここで、せん断加工は、パンチとダイのような一対の工具を用いて、鋼板または鋼材のせん断分離面にせん断応力を主に生じさせ、これにより、鋼板または鋼材を、所定の寸法および形状に、切断または分離する加工方法である。
かようなせん断加工としては、一般的に、せん断機などによるせん断、プレス機などを用いた打ち抜きおよび穴開けなどが知られている。
また、せん断加工により形成される鋼板または鋼材のせん断分離面（せん断端面）は、図１に示すように、だれ、せん断面、破断面、ばりおよびかえりから構成されることが知られている。
ここで、せん断加工は、パンチとダイのような一対の工具を用いて、鋼板または鋼材のせん断分離面にせん断応力を主に生じさせ、これにより、鋼板または鋼材を、所定の寸法および形状に、切断または分離する加工方法である。
かようなせん断加工としては、一般的に、せん断機などによるせん断、プレス機などを用いた打ち抜きおよび穴開けなどが知られている。
また、せん断加工により形成される鋼板または鋼材のせん断分離面（せん断端面）は、図１に示すように、だれ、せん断面、破断面、ばりおよびかえりから構成されることが知られている。
しかし、特許文献１に記載される熱延コイルから得た板厚の厚いフェライト系ステンレス鋼板を、自動車部品であるフランジやブラケットなどの部品形状にせん断加工すると、せん断分離面において、せん断面よりも凹凸状に荒れている破断面の板厚に占める比率が高くなって、外観不良を招くという問題がある。
また、上述したとおり、破断面は、平滑な表面と比較すると凹凸状に荒れているため、腐食が起こりやすく、耐食性が低下するおそれもある。さらに、せん断ままの鋼材をフランジ部品として締結して使用すると、繰り返し応力が付与されることで、破断面から亀裂が発生および進展し、割れが生じるおそれがある。加えて、せん断分離面（せん断端面）の切削や研削、研磨などにより、破断面を除去して平滑化すると、歩留まりの低下や、工程の追加による生産性の低下を招く。
また、上述したとおり、破断面は、平滑な表面と比較すると凹凸状に荒れているため、腐食が起こりやすく、耐食性が低下するおそれもある。さらに、せん断ままの鋼材をフランジ部品として締結して使用すると、繰り返し応力が付与されることで、破断面から亀裂が発生および進展し、割れが生じるおそれがある。加えて、せん断分離面（せん断端面）の切削や研削、研磨などにより、破断面を除去して平滑化すると、歩留まりの低下や、工程の追加による生産性の低下を招く。
そのため、板厚が厚くなっても、破断面の板厚に占める比率を低く保ち、せん断ままでも良好な外観や耐食性、耐疲労特性を得ることができる、板厚の厚いフェライト系ステンレス鋼板の開発が望まれ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、板厚が厚く、具体的には、板厚が５．０ｍｍ以上で、かつ、せん断加工後のせん断分離面性状に優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。
なお、「せん断加工後のせん断分離面性状に優れる」とは、せん断加工を施した場合に形成されるせん断分離面において、次式により定義されるせん断面比率が４５％以上であることを意味する。
せん断面比率（％）＝［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］／（［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］＋［板厚方向の破断面長さ（ｍｍ）］）×１００
なお、「せん断加工後のせん断分離面性状に優れる」とは、せん断加工を施した場合に形成されるせん断分離面において、次式により定義されるせん断面比率が４５％以上であることを意味する。
せん断面比率（％）＝［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］／（［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］＋［板厚方向の破断面長さ（ｍｍ）］）×１００
さて、本発明者らは、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）せん断加工後のせん断分離面性状の向上には、局所的に低変形能となる領域を極力小さくする、すなわち、変形能のバラツキの少ない均一な組織とすることが重要である。
２）ここで、変形能のバラツキは、粗大な析出物と微細な析出物が混在した組織や析出物が偏析した組織など種々の不均一な組織に起因するものと考えられるが、この変形能のバラツキは、板厚方向のビッカース硬度のバラツキと強く相関する。
３）すなわち、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを小さくすれば、変形能のバラツキは低減され、特に、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差をＨｖ５０以下に制御することによって、板厚が厚い場合であっても優れたせん断加工後のせん断分離面性状が得られる。
４）また、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差を低減して、変形能のバラツキを小さくするには、成分組成および製造条件を適正に制御する、特に、熱間圧延条件を適正に制御することが重要となる。
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。
１）せん断加工後のせん断分離面性状の向上には、局所的に低変形能となる領域を極力小さくする、すなわち、変形能のバラツキの少ない均一な組織とすることが重要である。
２）ここで、変形能のバラツキは、粗大な析出物と微細な析出物が混在した組織や析出物が偏析した組織など種々の不均一な組織に起因するものと考えられるが、この変形能のバラツキは、板厚方向のビッカース硬度のバラツキと強く相関する。
３）すなわち、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを小さくすれば、変形能のバラツキは低減され、特に、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差をＨｖ５０以下に制御することによって、板厚が厚い場合であっても優れたせん断加工後のせん断分離面性状が得られる。
４）また、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差を低減して、変形能のバラツキを小さくするには、成分組成および製造条件を適正に制御する、特に、熱間圧延条件を適正に制御することが重要となる。
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：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０〜２４．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％および
Ｔｉ：０．１５〜０．４０％、
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、
板厚が５．０ｍｍ以上であり、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差がＨｖ５０以下である、フェライト系ステンレス鋼板。
１．質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０〜２４．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％および
Ｔｉ：０．１５〜０．４０％、
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、
板厚が５．０ｍｍ以上であり、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差がＨｖ５０以下である、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：０．０１〜１．５０％および
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
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。
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５０％および
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
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、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％および
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
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。
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％および
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
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：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％および
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
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。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％および
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
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素材に、複数段の圧延パスからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、ついで、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、
上記熱間圧延では、
９５０〜１２００℃の温度域において、
圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行い、
その後、９００℃以上の温度域において、
少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保し、
また、熱間圧延終了出側温度を８００〜９００℃とし、
上記熱延板焼鈍では、
焼鈍温度を７００〜１１００℃とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
記
１．０５≦ｒ（ｎ）/ｒ（ｎ−１）≦１．５０ ・・・（１）
ここで、
ｒ（ｎ）：当該圧延パス（ｎ段目の圧延パス）における圧下率
ｒ（ｎ−１）：１つ前の圧延パス（ｎ−１段目の圧延パス）における圧下率
ｎ：２以上、総圧延パス数以下の整数（当該圧延パスの段数）
である。
前記１〜４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、複数段の圧延パスからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、ついで、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、
上記熱間圧延では、
９５０〜１２００℃の温度域において、
圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行い、
その後、９００℃以上の温度域において、
少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保し、
また、熱間圧延終了出側温度を８００〜９００℃とし、
上記熱延板焼鈍では、
焼鈍温度を７００〜１１００℃とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
記
１．０５≦ｒ（ｎ）/ｒ（ｎ−１）≦１．５０ ・・・（１）
ここで、
ｒ（ｎ）：当該圧延パス（ｎ段目の圧延パス）における圧下率
ｒ（ｎ−１）：１つ前の圧延パス（ｎ−１段目の圧延パス）における圧下率
ｎ：２以上、総圧延パス数以下の整数（当該圧延パスの段数）
である。
本発明によれば、板厚が厚く、せん断加工後のせん断分離面性状にも優れる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を用いて、せん断加工によりフランジやブラケットなどの自動車部品を製造する場合には、せん断分離面の切削や研削などによる平滑化を行わなくとも、せん断分離面における良好な外観や耐食性などが得られるので、歩留まりや生産性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を用いて、せん断加工によりフランジやブラケットなどの自動車部品を製造する場合には、せん断分離面の切削や研削などによる平滑化を行わなくとも、せん断分離面における良好な外観や耐食性などが得られるので、歩留まりや生産性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。
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃは過剰に含有されると、炭化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。これにより、変形能のバラツキの大きい不均一な組織の形成を招き、ひいては、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなる。このため、Ｃ含有量は低い方が好ましく、Ｃ含有量は０．０３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
しかし、過度のＣ含有量の低減は製鋼コストの増加を招く。よって、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
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。
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃは過剰に含有されると、炭化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。これにより、変形能のバラツキの大きい不均一な組織の形成を招き、ひいては、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなる。このため、Ｃ含有量は低い方が好ましく、Ｃ含有量は０．０３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
しかし、過度のＣ含有量の低減は製鋼コストの増加を招く。よって、Ｃ含有量は０．００１％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼が過度に硬質化し、鋼の脆化の要因となる。よって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼が過度に硬質化し、鋼の脆化の要因となる。よって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
Ｍｎは、鋼中に固溶Ｍｎとして存在し、熱間圧延時のフェライト粒の再結晶を遅延させることにより結晶粒の微細化に寄与して、均一な組織を得る効果を有する。その効果は、Ｍｎ含有量が０．１０％以上で得られる。よって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｍｎが過剰に含有されると、ＭｎＳが多量に形成されて、ＭｎＳが、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、過剰のＭｎは、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎは、鋼中に固溶Ｍｎとして存在し、熱間圧延時のフェライト粒の再結晶を遅延させることにより結晶粒の微細化に寄与して、均一な組織を得る効果を有する。その効果は、Ｍｎ含有量が０．１０％以上で得られる。よって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｍｎが過剰に含有されると、ＭｎＳが多量に形成されて、ＭｎＳが、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、過剰のＭｎは、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、過剰に含有されると、粒界に偏析して靱性に悪影響を及ぼす。また、Ｐは、ＦｅＴｉＰなどを形成して、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このため、Ｐの含有は、不均一な組織が形成される要因となり、結果として、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、Ｐの含有は、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｐ含有量は低い方が好ましく、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４０％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、過度のＰ含有量の低減は製鋼コストの増加を招くため、Ｐ含有量の下限は０．０１０％とすることが好ましい。
Ｐは、過剰に含有されると、粒界に偏析して靱性に悪影響を及ぼす。また、Ｐは、ＦｅＴｉＰなどを形成して、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このため、Ｐの含有は、不均一な組織が形成される要因となり、結果として、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、Ｐの含有は、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｐ含有量は低い方が好ましく、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４０％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、過度のＰ含有量の低減は製鋼コストの増加を招くため、Ｐ含有量の下限は０．０１０％とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、過剰に含有されると、ＭｎＳを多量に形成し、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、Ｓの含有は、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｓ含有量は低い方が好ましく、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％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、過度のＳ含有量の低減は製鋼コストの増加を招くため、Ｓ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｓは、過剰に含有されると、ＭｎＳを多量に形成し、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。また、Ｓの含有は、耐食性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｓ含有量は低い方が好ましく、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％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、過度のＳ含有量の低減は製鋼コストの増加を招くため、Ｓ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。
Ｃｒ：１０．０〜２４．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる効果を有する元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では必須の元素である。この効果は、Ｃｒ含有量が１０．０％以上で得られる。よって、Ｃｒ含有量は１０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１０．５％以上である。
しかし、Ｃｒ含有量が２４．０％を超えると、鋼が過度に硬質化し、鋼の脆化の要因となる。よって、Ｃｒ含有量は２４．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．０％以下、より好ましくは１４．０％以下である。
Ｃｒは、耐食性を向上させる効果を有する元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では必須の元素である。この効果は、Ｃｒ含有量が１０．０％以上で得られる。よって、Ｃｒ含有量は１０．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１０．５％以上である。
しかし、Ｃｒ含有量が２４．０％を超えると、鋼が過度に硬質化し、鋼の脆化の要因となる。よって、Ｃｒ含有量は２４．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１８．０％以下、より好ましくは１４．０％以下である。
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
Ｎｉは、耐食性および靱性を向上させる効果を有する元素である。この効果は、Ｎｉ含有量が０．０１％以上で得られる。よって、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。
しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、伸びの低下を招く。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．９０％以下である。より好ましくは０．６０％以下である。
Ｎｉは、耐食性および靱性を向上させる効果を有する元素である。この効果は、Ｎｉ含有量が０．０１％以上で得られる。よって、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。
しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、伸びの低下を招く。よって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．９０％以下である。より好ましくは０．６０％以下である。
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸に寄与する効果を有する元素である。この効果は、Ａｌ含有量が０．０１０％以上で得られる。よって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。
しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌが、ＡｌＮなどのＡｌ系析出物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招く。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ａｌは、鋼の脱酸に寄与する効果を有する元素である。この効果は、Ａｌ含有量が０．０１０％以上で得られる。よって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。
しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌが、ＡｌＮなどのＡｌ系析出物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招く。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、過剰に含有すると、窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。これにより、変形能のバラツキの大きい不均一な組織の形成を招き、ひいては、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなる。このため、Ｎ含有量は低い方が好ましく、Ｎ含有量は０．０３０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
しかし、過度のＮ含有量の低減は製鋼コストの増加を招く。よって、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
Ｎは、過剰に含有すると、窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。これにより、変形能のバラツキの大きい不均一な組織の形成を招き、ひいては、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなる。このため、Ｎ含有量は低い方が好ましく、Ｎ含有量は０．０３０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
しかし、過度のＮ含有量の低減は製鋼コストの増加を招く。よって、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
Ｔｉ：０．１５〜０．４０％
Ｔｉは、炭化物、窒化物、および、これらの複合化合物（以下、単に炭窒化物ともいう）を形成する元素であり、ＣやＮを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する効果を有する。この効果は、Ｔｉ含有量が０．１５％以上で得られる。よって、Ｔｉ含有量は０．１５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招く。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。よって、Ｔｉ含有量は０．４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｔｉは、炭化物、窒化物、および、これらの複合化合物（以下、単に炭窒化物ともいう）を形成する元素であり、ＣやＮを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する効果を有する。この効果は、Ｔｉ含有量が０．１５％以上で得られる。よって、Ｔｉ含有量は０．１５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２０％以上である。
しかし、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出する。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招く。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させる。よって、Ｔｉ含有量は０．４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％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、必要に応じて、以下に示す１種または２種以上の元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは、耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
しかし、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼の脆化を招くおそれがある。よって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ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。
Ｃｕ：０．０１〜１．００％
Ｃｕは、耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
しかし、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼の脆化を招くおそれがある。よって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ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。
Ｍｏ：０．０１〜１．５０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、鋼が硬質化して曲げ性が低下するおそれがある。よって、Ｍｏ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは１．３０％以下、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｍｏを過剰に含有させると、鋼が硬質化して曲げ性が低下するおそれがある。よって、Ｍｏ含有量は１．５０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは１．３０％以下、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
Ｃｏは、耐隙間腐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃｏを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
しかし、Ｃｏを過剰に含有させると、鋼が硬質化して曲げ性が低下するおそれがある。よって、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｏは、耐隙間腐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃｏを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
しかし、Ｃｏを過剰に含有させると、鋼が硬質化して曲げ性が低下するおそれがある。よって、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｂは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｖを過剰に含有させると、Ｖが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｖは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｖを過剰に含有させると、Ｖが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
Ｚｒは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｚｒを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｚｒを過剰に含有させると、Ｚｒが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｚｒは、炭窒化物を形成する元素であり、熱間圧延時に炭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、加工性を向上させる効果がある。この効果を得る観点から、Ｚｒを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｚｒを過剰に含有させると、Ｚｒが、炭窒化物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。その結果、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差が大きくなり、せん断加工後のせん断分離面性状を低下させるおそれもある。よって、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．３０％以下である。さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
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。この効果を得る観点から、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
しかし、Ｂを過剰に含有させると、熱間加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下である。
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。この効果を得る観点から、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
しかし、Ｂを過剰に含有させると、熱間加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
Ｃａは、熱間加工性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
しかし、Ｃａを過剰に含有させると、鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。また、ＣａＳの析出により、耐食性が低下するおそれもある。よって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下である。さらに好ましくは０．００１５％以下である。
Ｃａは、熱間加工性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
しかし、Ｃａを過剰に含有させると、鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。また、ＣａＳの析出により、耐食性が低下するおそれもある。よって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下である。さらに好ましくは０．００１５％以下である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様に酸化物を形成し、脱酸剤として作用する効果を有する。この効果を得る観点から、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｍｇを過剰に含有させると、鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。よって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様に酸化物を形成し、脱酸剤として作用する効果を有する。この効果を得る観点から、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
しかし、Ｍｇを過剰に含有させると、鋼の靱性が低下して製造性が低下するおそれがある。よって、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％
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効果を有する元素である。この効果を得る観点から、ＲＥＭを含有させる場合、その含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
しかし、ＲＥＭを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、熱間圧延の際に表面欠陥を生じさせ、製造性の低下を招くおそれもある。よって、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下である。
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効果を有する元素である。この効果を得る観点から、ＲＥＭを含有させる場合、その含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
しかし、ＲＥＭを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、熱間圧延の際に表面欠陥を生じさせ、製造性の低下を招くおそれもある。よって、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｎを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
しかし、Ｓｎを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｎを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
しかし、Ｓｎを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｓｎ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
しかし、Ｓｂを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による加工性の向上に効果を有する元素である。この効果を得る観点から、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。
しかし、Ｓｂを過剰に含有させても、上記の効果は飽和する。また、加工性の低下を招くおそれがある。よって、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
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、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差を小さくして、板厚方向のビッカース硬度のバラツキ、ひいては変形能のバラツキを低減することが重要である。
板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差：Ｈｖ５０以下
上述したように、ＣやＮ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ等の元素は、鋼中に析出物として全量または一部析出して存在するが、これらの元素が多量に含有されると、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを招く。
すなわち、上記の元素が多量に含有されていると、溶鋼、スラブ鋳造凝固、スラブ再加熱および熱間圧延の各工程において、固溶、析出、析出物の粗大化、析出物の溶解、および再析出などを経ることによって、上記の元素が、析出物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。
特に、熱延板焼鈍前の熱延鋼板において鋼中に存在する析出物は、熱延板焼鈍前の歪の量および歪の分布、ならびに、熱延板焼鈍の焼鈍温度などの製造条件との組み合わせにより、回復、再結晶および粒成長を遅延させる。このため、特に板厚の厚い鋼板では、均一な整粒組織を得ることが困難となり、組織の不均一に起因した変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを招く。
上述したように、ＣやＮ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ等の元素は、鋼中に析出物として全量または一部析出して存在するが、これらの元素が多量に含有されると、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを招く。
すなわち、上記の元素が多量に含有されていると、溶鋼、スラブ鋳造凝固、スラブ再加熱および熱間圧延の各工程において、固溶、析出、析出物の粗大化、析出物の溶解、および再析出などを経ることによって、上記の元素が、析出物として、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出するようになる。このような析出物は、鋼板内の硬度分布の不均一化を招くおそれがある。また、このような析出物は、再結晶の進行を阻害し、圧延方向に長い粗大展伸粒組織が板厚方向に不均一に存在することの要因となる。
特に、熱延板焼鈍前の熱延鋼板において鋼中に存在する析出物は、熱延板焼鈍前の歪の量および歪の分布、ならびに、熱延板焼鈍の焼鈍温度などの製造条件との組み合わせにより、回復、再結晶および粒成長を遅延させる。このため、特に板厚の厚い鋼板では、均一な整粒組織を得ることが困難となり、組織の不均一に起因した変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを招く。
ここで、せん断加工後のせん断分離面性状は、板厚方向における変形能のバラツキに大きく影響を受けており、所望とするせん断加工後のせん断分離面性状を得るには、板厚方向の変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを低減することが重要となる。このため、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差はＨｖ５０以下とする。板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差は、好ましくはＨｖ ４０以下である。
なお、下限については特に限定されず、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差は０であってもよい。
なお、下限については特に限定されず、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差は０であってもよい。
なお、変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキが、せん断加工後のせん断分離面性状に大きく影響を与える理由について、発明者らは次のように考えている。
すなわち、せん断加工では、一般的に、ポンチの下降にともない、ポンチが鋼板に食い込み、大きなせん断歪を受けた光沢のあるきれいな部分であるせん断面が形成され、ついで、亀裂を生じて破断した凹凸状に荒れている部分である破断面が形成される。
ここで、板厚の厚い被加工材において板厚方向に局所的に変形能が低い箇所があると、通常はせん断面が形成されるような加工の初期において、せん断歪に起因してボイドやクラックが発生する。そして、このようなボイドやクラックが連結して亀裂となり、その後、複数の亀裂が会合して、より早期に被加工材が破断分離する。
その結果、せん断加工時のせん断分離面において、板厚方向における破断面の比率が高くなって、良好なせん断分離面性状が得られなくなる。
また、変形能は材料の延性と正の相関があり、延性は強度と相反する。このため、高強度化すると、変形能は低下する。一方、強度は硬度と正の相関を有するため、延性の低い部分、すなわち変形能が低い部分は、硬度が高くなる。したがって、変形能のバラツキは、ビッカース硬度のバラツキと強い正の相関を有するようになる。
以上のことから、変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキが、特に板厚の厚い鋼板におけるせん断分離面性状に大きく影響を与えることになる、と発明者らは考えている。
すなわち、せん断加工では、一般的に、ポンチの下降にともない、ポンチが鋼板に食い込み、大きなせん断歪を受けた光沢のあるきれいな部分であるせん断面が形成され、ついで、亀裂を生じて破断した凹凸状に荒れている部分である破断面が形成される。
ここで、板厚の厚い被加工材において板厚方向に局所的に変形能が低い箇所があると、通常はせん断面が形成されるような加工の初期において、せん断歪に起因してボイドやクラックが発生する。そして、このようなボイドやクラックが連結して亀裂となり、その後、複数の亀裂が会合して、より早期に被加工材が破断分離する。
その結果、せん断加工時のせん断分離面において、板厚方向における破断面の比率が高くなって、良好なせん断分離面性状が得られなくなる。
また、変形能は材料の延性と正の相関があり、延性は強度と相反する。このため、高強度化すると、変形能は低下する。一方、強度は硬度と正の相関を有するため、延性の低い部分、すなわち変形能が低い部分は、硬度が高くなる。したがって、変形能のバラツキは、ビッカース硬度のバラツキと強い正の相関を有するようになる。
以上のことから、変形能のバラツキ、ひいては、板厚方向のビッカース硬度のバラツキが、特に板厚の厚い鋼板におけるせん断分離面性状に大きく影響を与えることになる、と発明者らは考えている。
なお、変形能のバラツキは、粗大な析出物と微細な析出物が混在した組織や析出物が偏析した組織、粗大な結晶粒と微細な結晶粒が混在した混粒組織、再結晶した整粒と回復、未再結晶の展伸粒が混在した組織など、種々の不均一な組織に起因して生じる。
特に、板厚が５．０mm以上のいわゆる厚物の鋼板の場合、板厚の薄い鋼板と比較すると、圧延における合計の圧下率が低いので、加工度が低い。また、板厚が厚いと、鋼板表面から板厚中心までの板厚方向における熱加工履歴に違いが生じ易い、すなわち、板厚方向における圧延時の歪の付与、ならびに、回復および再結晶挙動の違いの影響が、板厚が薄い場合よりも顕著となる。
このため、かような板厚が５．０mm以上の厚物の鋼板では、板厚方向に均一微細な組織を確保することが困難であり、結果的に、変形能のバラツキが大きくなる傾向にある。
特に、板厚が５．０mm以上のいわゆる厚物の鋼板の場合、板厚の薄い鋼板と比較すると、圧延における合計の圧下率が低いので、加工度が低い。また、板厚が厚いと、鋼板表面から板厚中心までの板厚方向における熱加工履歴に違いが生じ易い、すなわち、板厚方向における圧延時の歪の付与、ならびに、回復および再結晶挙動の違いの影響が、板厚が薄い場合よりも顕著となる。
このため、かような板厚が５．０mm以上の厚物の鋼板では、板厚方向に均一微細な組織を確保することが困難であり、結果的に、変形能のバラツキが大きくなる傾向にある。
また、板厚方向の変形能のバラツキ、つまり、板厚方向のビッカース硬度のバラツキを抑制するには、特に、熱間圧延条件を適正に制御することが重要である。
すなわち、熱間圧延では、
・まず、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で所定の条件を満足する圧延パスを、３回以上連続して行うことにより、歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与し、再結晶、または、一部の再結晶を促進させて結晶粒を微細化する、
・ついで、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスのロールバイト内で生じた板厚方向における不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化する、
・ついで、熱間圧延終了出側温度を８００〜９００℃に設定する、
ことが重要である。
すなわち、熱間圧延では、
・まず、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で所定の条件を満足する圧延パスを、３回以上連続して行うことにより、歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与し、再結晶、または、一部の再結晶を促進させて結晶粒を微細化する、
・ついで、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスのロールバイト内で生じた板厚方向における不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化する、
・ついで、熱間圧延終了出側温度を８００〜９００℃に設定する、
ことが重要である。
なお、上記した板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、鋼板の断面において、板厚方向に、表面から深さ：０．２ｍｍの位置を始点として、０．５ｍｍ間隔で反対側の面までビッカース硬度（Ｈｖ０．０１）を測定し（ただし、反対側の面から深さ０．２ｍｍまでの位置は測定しない）、該測定した各位置でのビッカース硬度の最大値と最小値との差として求めたものである。
なお、試験力は０．０９８０７Ｎ（１０ｇｆ）、試験力の保持時間は１０秒である。
なお、試験力は０．０９８０７Ｎ（１０ｇｆ）、試験力の保持時間は１０秒である。
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。なお、板厚の上限については特に限定されるものではないが、通常、１５．０ｍｍ程度である。
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。なお、板厚の上限については特に限定されるものではないが、通常、１５．０ｍｍ程度である。
なお、板厚：５．０ｍｍ以上のフェライト系ステンレス鋼板は、熱延焼鈍鋼板であることが好ましい。
ここで、熱延焼鈍鋼板とは、熱間圧延後に得られた熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施して得た鋼板であり、熱間圧延後に冷間圧延を行って得られる冷延鋼板や冷延鋼板にさらに冷延板焼鈍を施して得たいわゆる冷延焼鈍鋼板などは含まれない。なお、熱延焼鈍鋼板には、熱延焼鈍ままの鋼板の他に、熱延焼鈍ままの鋼板に酸洗を施して得た鋼板（熱延焼鈍酸洗鋼板）や熱延焼鈍板を研磨した鋼板なども含まれる。
ここで、熱延焼鈍鋼板とは、熱間圧延後に得られた熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施して得た鋼板であり、熱間圧延後に冷間圧延を行って得られる冷延鋼板や冷延鋼板にさらに冷延板焼鈍を施して得たいわゆる冷延焼鈍鋼板などは含まれない。なお、熱延焼鈍鋼板には、熱延焼鈍ままの鋼板の他に、熱延焼鈍ままの鋼板に酸洗を施して得た鋼板（熱延焼鈍酸洗鋼板）や熱延焼鈍板を研磨した鋼板なども含まれる。
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。なお、製造条件における各温度は、鋼板の表面温度である。
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（スラブ）とする。
この鋼素材を、１０５０〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、または加熱することなく鋳造まま直接、以下の条件の熱間圧延に供する。
この鋼素材を、１０５０〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、または加熱することなく鋳造まま直接、以下の条件の熱間圧延に供する。
９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行う
最終製品となる鋼板において、変形能のバラツキを低減するには、まず、歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与し、再結晶、または、一部の再結晶を促進させて結晶粒を微細化することが重要となる。
そのため、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行うものとする。上記の条件を満足する連続圧延パス（以下、単に連続圧延パスともいう）回数は、好ましくは４回以上である。上限については特に限定されるものではないが、５回程度である。
記
１．０５≦ｒ（ｎ）/ｒ（ｎ−１）≦１．５０ ・・・（１）
ここで、
ｒ（ｎ）：当該圧延パス（ｎ段目の圧延パス）における圧下率
ｒ（ｎ−１）：１つ前の圧延パス（ｎ−１段目の圧延パス）における圧下率
ｎ：２以上、総圧延パス数以下の整数（当該圧延パスの段数）
である。
最終製品となる鋼板において、変形能のバラツキを低減するには、まず、歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与し、再結晶、または、一部の再結晶を促進させて結晶粒を微細化することが重要となる。
そのため、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行うものとする。上記の条件を満足する連続圧延パス（以下、単に連続圧延パスともいう）回数は、好ましくは４回以上である。上限については特に限定されるものではないが、５回程度である。
記
１．０５≦ｒ（ｎ）/ｒ（ｎ−１）≦１．５０ ・・・（１）
ここで、
ｒ（ｎ）：当該圧延パス（ｎ段目の圧延パス）における圧下率
ｒ（ｎ−１）：１つ前の圧延パス（ｎ−１段目の圧延パス）における圧下率
ｎ：２以上、総圧延パス数以下の整数（当該圧延パスの段数）
である。
ここで、当該圧延パスにおける圧下率を１５％〜５０％としたのは、次の理由による。
すなわち、圧下率が１５％に満たないと、加工度が小さいため、回復および再結晶が不十分となって、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。一方、圧下率が５０％を超えると、圧延機に過大な負荷がかかることになり、装置破損、材料の反り、板厚変動などの形状不良の原因となる。
このため、当該圧延パスにおける圧下率を１５％〜５０％とした。好ましくは２０〜３５％である。
なお、ここでいう当該圧延パスにおける圧下率とは、（［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。
すなわち、圧下率が１５％に満たないと、加工度が小さいため、回復および再結晶が不十分となって、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。一方、圧下率が５０％を超えると、圧延機に過大な負荷がかかることになり、装置破損、材料の反り、板厚変動などの形状不良の原因となる。
このため、当該圧延パスにおける圧下率を１５％〜５０％とした。好ましくは２０〜３５％である。
なお、ここでいう当該圧延パスにおける圧下率とは、（［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。
また、当該圧延パスにおいて、圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で上掲式（１）を満足することとしたのは、次の理由による。
すなわち、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）が１．０５に満たないと、圧延歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与することが困難であり、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。
熱間圧延では、加熱炉から被圧延材を取り出した後の温度降下、特には、圧延中の温度降下により、後段側の圧延パスほど鋼板の変形抵抗が高くなる。よって、変形抵抗の高い被圧延材に、効果的に歪を導入するには、ｎ−１段目の圧延パスの圧下率に対するｎ段目の圧延パスの圧下率の比の値を１．０５以上として、後段側の圧延パスをより高い圧下率にする必要がある。
しかし、ｎ−１段目の圧延パスの圧下率に対するｎ段目の圧延パスの圧下率の比の値が１．５０を超えると、圧延機に過大な負荷がかかることになり、装置破損、材料の反り、板厚変動などの形状不良の原因となる。
このため、当該圧延パスにおいて、圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で上掲式（１）を満足することとした。好ましくはｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）が１．１０以上、１．４０以下である。
すなわち、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）が１．０５に満たないと、圧延歪を鋼板の板厚方向全体に効果的に付与することが困難であり、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。
熱間圧延では、加熱炉から被圧延材を取り出した後の温度降下、特には、圧延中の温度降下により、後段側の圧延パスほど鋼板の変形抵抗が高くなる。よって、変形抵抗の高い被圧延材に、効果的に歪を導入するには、ｎ−１段目の圧延パスの圧下率に対するｎ段目の圧延パスの圧下率の比の値を１．０５以上として、後段側の圧延パスをより高い圧下率にする必要がある。
しかし、ｎ−１段目の圧延パスの圧下率に対するｎ段目の圧延パスの圧下率の比の値が１．５０を超えると、圧延機に過大な負荷がかかることになり、装置破損、材料の反り、板厚変動などの形状不良の原因となる。
このため、当該圧延パスにおいて、圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で上掲式（１）を満足することとした。好ましくはｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）が１．１０以上、１．４０以下である。
さらに、上記の連続圧延パスを行う際の温度域（以下、連続圧延パス温度域ともいう）を、９５０〜１２００℃としたのは、次の理由による。
すなわち、連続圧延パス温度域が９５０℃より低いと、回復および再結晶が不十分となり、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。そのため、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の組織が、粗大展伸粒組織となる。一方、連続圧延パス温度域が１２００℃を超えると、再結晶および粒成長の過度の進行を招き、結晶粒が粗大粒化する。その結果、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の組織を均一微細な組織とすることができず、やはり、粗大展伸粒組織となる。
このため、連続圧延パス温度域は９５０〜１２００℃とした。好ましくは１０００〜１１５０℃である。
すなわち、連続圧延パス温度域が９５０℃より低いと、回復および再結晶が不十分となり、再結晶による結晶粒の均一微細化が困難となる。そのため、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の組織が、粗大展伸粒組織となる。一方、連続圧延パス温度域が１２００℃を超えると、再結晶および粒成長の過度の進行を招き、結晶粒が粗大粒化する。その結果、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の組織を均一微細な組織とすることができず、やはり、粗大展伸粒組織となる。
このため、連続圧延パス温度域は９５０〜１２００℃とした。好ましくは１０００〜１１５０℃である。
なお、上記の連続圧延パスの一例を示すと、熱間圧延における１段目の圧延パスの圧下率：１４％、２段目の圧延パスの圧下率：１８％、３段目の圧延パスの圧下率：１９％、４段目の圧延パスの圧下率：２０％、５段目の圧延パスの圧下率：２２％、６段目の圧延パスの圧下率：２０％の場合、
２段目の圧延パス（ｎ＝２）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．２９
３段目の圧延パス（ｎ＝３）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．０６
４段目の圧延パス（ｎ＝４）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．０５
５段目の圧延パス（ｎ＝５）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．１０
６段目の圧延パス（ｎ＝６）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝０．９１
となるので、２〜５段目の圧延パスにおいて、上掲式（１）を満足する圧延パスを４回連続して行ったことになる。
このように、上記の条件を満足する圧延パスを、３回以上連続して行えば、９５０〜１２００℃の温度域で行う圧延パスに、上記の条件を満足しない圧延パスが含まれていてもよい。
２段目の圧延パス（ｎ＝２）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．２９
３段目の圧延パス（ｎ＝３）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．０６
４段目の圧延パス（ｎ＝４）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．０５
５段目の圧延パス（ｎ＝５）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝１．１０
６段目の圧延パス（ｎ＝６）では、ｒ（ｎ）／ｒ（ｎ−１）＝０．９１
となるので、２〜５段目の圧延パスにおいて、上掲式（１）を満足する圧延パスを４回連続して行ったことになる。
このように、上記の条件を満足する圧延パスを、３回以上連続して行えば、９５０〜１２００℃の温度域で行う圧延パスに、上記の条件を満足しない圧延パスが含まれていてもよい。
また、上記の連続圧延パスは、特に限定されるものではないが、粗圧延機と仕上げ圧延機列から構成される一般的な熱延ミルでは、粗圧延機で行う、すなわち、粗圧延における圧延パスで行うことが好ましい。
なお、通常、総圧延パス数は１０〜１４程度であり、このうち、粗圧延の圧延パス数（総数）は５〜７程度であり、仕上げ圧延の圧延パス数（総数）は５〜７程度である。
なお、通常、総圧延パス数は１０〜１４程度であり、このうち、粗圧延の圧延パス数（総数）は５〜７程度であり、仕上げ圧延の圧延パス数（総数）は５〜７程度である。
９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保する
上記の連続圧延パスを行ったのち、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスの圧延加工中のロールバイト内で生じた板厚方向における不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化することが必要である。
すなわち、上記の連続圧延パス後に得られる鋼板では、上記の連続圧延パスの圧延加工中のロールバイト内で板厚方向における不均一な歪分布が生じており、歪分布が板厚方向に完全には均一になっているとは言えない。すなわち、上記の連続圧延パス後に得られる鋼板では、歪量の多い領域と歪量の少ない領域とが混在している状態にある。
そのため、上記の連続圧延パスを行ったのち、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスで生じた不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化することが必要となる。
これにより、この後の圧延パスにおいても、鋼板の板厚方向により均一に歪みが導入され易くなり、最終的に、均一な歪分布を有する熱延鋼板が得られる。
このため、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することとする。圧延パス間の時間確保回数の上限については特に限定されるものではないが、２回程度である。
上記の連続圧延パスを行ったのち、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスの圧延加工中のロールバイト内で生じた板厚方向における不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化することが必要である。
すなわち、上記の連続圧延パス後に得られる鋼板では、上記の連続圧延パスの圧延加工中のロールバイト内で板厚方向における不均一な歪分布が生じており、歪分布が板厚方向に完全には均一になっているとは言えない。すなわち、上記の連続圧延パス後に得られる鋼板では、歪量の多い領域と歪量の少ない領域とが混在している状態にある。
そのため、上記の連続圧延パスを行ったのち、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することにより、上記の連続圧延パスで生じた不均一な歪分布を、回復および再結晶により解消し、板厚方向における歪分布を均一化することが必要となる。
これにより、この後の圧延パスにおいても、鋼板の板厚方向により均一に歪みが導入され易くなり、最終的に、均一な歪分布を有する熱延鋼板が得られる。
このため、９００℃以上の温度域において、少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保することとする。圧延パス間の時間確保回数の上限については特に限定されるものではないが、２回程度である。
ここで、上記の圧延パス間の時間確保を９００℃以上の温度域で行うこととしたのは、９００℃未満では、上記した回復および再結晶が不十分となって、上記の連続圧延パスにより生じた板厚方向における不均一な歪分布を解消することが困難となるからである。
また、圧延パス間の時間を２０〜１００秒としたのは、次の理由による。
すなわち、圧延パス間の時間が２０秒より短いと、上記した回復および再結晶が不十分となって、上記の連続圧延パスにより生じた板厚方向における不均一な歪分布を解消することができない。一方、圧延パス間の時間が１００秒を超えると、生産性の低下を招く。
このため、圧延パス間の時間を２０〜１００秒とした。
すなわち、圧延パス間の時間が２０秒より短いと、上記した回復および再結晶が不十分となって、上記の連続圧延パスにより生じた板厚方向における不均一な歪分布を解消することができない。一方、圧延パス間の時間が１００秒を超えると、生産性の低下を招く。
このため、圧延パス間の時間を２０〜１００秒とした。
また、上記の圧延パス間の時間確保は、特に限定されるものではないが、粗圧延機と仕上げ圧延機列から構成される一般的な熱延ミルでは、粗圧延時の圧延パス間で行うか、粗圧延機と仕上げ圧延機の間（すなわち、粗圧延における最後の圧延パスと仕上げ圧延における最初の圧延パスとの間）で行うことが好ましい。
熱間圧延終了出側温度：８００〜９００℃
また、熱延板焼鈍後に得られる鋼板において、板厚方向の硬度のバラツキを少なくするには、熱間圧延終了出側温度を適切に制御する必要がある。
ここで、熱間圧延終了出側温度が９００℃を超えると、圧延時の被圧延材の強度（以下、高温強度ともいう）が過度に低下する、すなわち、圧延時の変形抵抗が過度に低下する。ここで、高温強度が低下して被圧延材が過度に軟質化すると、圧延ロールと接触する被圧延材の表面直下においてせん断変形が生じ易くなり、圧延時にせん断歪が被圧延材の板厚方向の表層部（表面近傍）に多く導入されて、板厚中心部では歪の導入が少なくなる。その結果、板厚方向に不均一な歪分布が生じることになる。また、高温で圧延が終了するため、全圧延パス終了後に、短時間で再結晶や粒成長が過度に進行するおそれがある。そのため、結晶粒の粗大かつ不均一な混粒組織が形成され、硬度のバラツキが生じる。
この点、熱間圧延終了出側温度を９００℃以下にすると、圧延材の表面直下におけるせん断変形が生じ難くなり、板厚方向に均一に歪を蓄積することが可能となって、熱間圧延の次工程となる熱延板焼鈍後に均一な再結晶組織が得られるようになる。
しかし、熱間圧延終了出側温度が８００℃未満になると、圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくない。また、鋼板表面に肌荒れが発生して、表面品質が低下する場合がある。
そのため、熱間圧延終了出側温度は８００〜９００℃の範囲とする。好ましくは、熱間圧延終了出側温度は８２０〜９００℃の範囲である。より好ましくは、熱間圧延終了出側温度は８２０〜８８０℃の範囲である。
また、熱延板焼鈍後に得られる鋼板において、板厚方向の硬度のバラツキを少なくするには、熱間圧延終了出側温度を適切に制御する必要がある。
ここで、熱間圧延終了出側温度が９００℃を超えると、圧延時の被圧延材の強度（以下、高温強度ともいう）が過度に低下する、すなわち、圧延時の変形抵抗が過度に低下する。ここで、高温強度が低下して被圧延材が過度に軟質化すると、圧延ロールと接触する被圧延材の表面直下においてせん断変形が生じ易くなり、圧延時にせん断歪が被圧延材の板厚方向の表層部（表面近傍）に多く導入されて、板厚中心部では歪の導入が少なくなる。その結果、板厚方向に不均一な歪分布が生じることになる。また、高温で圧延が終了するため、全圧延パス終了後に、短時間で再結晶や粒成長が過度に進行するおそれがある。そのため、結晶粒の粗大かつ不均一な混粒組織が形成され、硬度のバラツキが生じる。
この点、熱間圧延終了出側温度を９００℃以下にすると、圧延材の表面直下におけるせん断変形が生じ難くなり、板厚方向に均一に歪を蓄積することが可能となって、熱間圧延の次工程となる熱延板焼鈍後に均一な再結晶組織が得られるようになる。
しかし、熱間圧延終了出側温度が８００℃未満になると、圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくない。また、鋼板表面に肌荒れが発生して、表面品質が低下する場合がある。
そのため、熱間圧延終了出側温度は８００〜９００℃の範囲とする。好ましくは、熱間圧延終了出側温度は８２０〜９００℃の範囲である。より好ましくは、熱間圧延終了出側温度は８２０〜８８０℃の範囲である。
上記以外の熱間圧延条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、上記した連続圧延パス以外の圧延パスにおける１回あたりの圧下率は、粗圧延における圧延パスでは５〜３０％、仕上げ圧延における圧延パスでは１０〜４０％とすればよい。
また、熱間圧延における総圧下率は、８０〜９８％とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延後の冷却条件についても特に限定されず、例えば、熱延鋼板を、水冷、汽水冷却または放冷し、ついで、巻取を行う。なお、巻取温度についても特に限定されないが、巻取温度を４５０℃超５００℃未満とした場合、４７５℃脆化に起因した脆化が生じるおそれがある。そのため、巻取温度は４５０℃以下、または、５００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。
例えば、上記した連続圧延パス以外の圧延パスにおける１回あたりの圧下率は、粗圧延における圧延パスでは５〜３０％、仕上げ圧延における圧延パスでは１０〜４０％とすればよい。
また、熱間圧延における総圧下率は、８０〜９８％とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延後の冷却条件についても特に限定されず、例えば、熱延鋼板を、水冷、汽水冷却または放冷し、ついで、巻取を行う。なお、巻取温度についても特に限定されないが、巻取温度を４５０℃超５００℃未満とした場合、４７５℃脆化に起因した脆化が生じるおそれがある。そのため、巻取温度は４５０℃以下、または、５００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。
熱延板焼鈍温度：７００〜１１００℃
上記の熱間圧延により得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする。熱延板焼鈍では、熱間圧延時に形成された均一な圧延加工組織を十分に再結晶させ、板厚方向における硬度のバラツキを低減する。そのためには、熱延板焼鈍温度を７００〜１１００℃の範囲とする必要がある。
ここで、熱延板焼鈍温度が７００℃未満になると、再結晶が不十分となり、回復した展伸粒、再結晶粒、粒成長した再結晶粒などが混在した不均一な混粒組織となり、所定の板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差とすることが困難となる。
一方、熱延板焼鈍温度が１１００℃を超えると、再結晶粒が過度に成長し、著しく粗大な結晶粒組織となって、靱性が低下する。また、析出物の再溶解量および再析出量が増加し、これらの析出物が、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出し、板厚方向の硬度のバラツキを招くおそれがある。
そのため、熱延板焼鈍温度は７００〜１１００℃の範囲とする。好ましくは、熱延板焼鈍温度は７５０〜１０００℃の範囲である。
上記の熱間圧延により得られた熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする。熱延板焼鈍では、熱間圧延時に形成された均一な圧延加工組織を十分に再結晶させ、板厚方向における硬度のバラツキを低減する。そのためには、熱延板焼鈍温度を７００〜１１００℃の範囲とする必要がある。
ここで、熱延板焼鈍温度が７００℃未満になると、再結晶が不十分となり、回復した展伸粒、再結晶粒、粒成長した再結晶粒などが混在した不均一な混粒組織となり、所定の板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差とすることが困難となる。
一方、熱延板焼鈍温度が１１００℃を超えると、再結晶粒が過度に成長し、著しく粗大な結晶粒組織となって、靱性が低下する。また、析出物の再溶解量および再析出量が増加し、これらの析出物が、鋼中に不均一なサイズで不均一に局在して析出し、板厚方向の硬度のバラツキを招くおそれがある。
そのため、熱延板焼鈍温度は７００〜１１００℃の範囲とする。好ましくは、熱延板焼鈍温度は７５０〜１０００℃の範囲である。
上記以外の熱延板焼鈍条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
また、上記の熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、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。さらに、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。
また、上記の熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、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。さらに、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。
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、容量１５０kgの小型真空溶解炉で溶製し、熱間加工により、厚さ：７５ｍｍ×幅：９０ｍｍ×長さ：１６０ｍｍの圧延用素材（鋼素材）とした。これらの圧延用素材を、１１００〜１２００℃に加熱し、表２に示す条件で熱間圧延を行った。
なお、表２中の「連続圧延パス回数」は、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で上掲式（１）を満足する圧延パスを、連続して行った回数である。
また、表２中の「連続圧延パス温度域」は、上記した連続圧延パス回数に含まれる、圧延パスの温度範囲である。
さらに、表２に示す以外のパス間時間は、いずれも１５秒以下とした。
加えて、Ｎｏ.１、２、４、５、８〜１３、１５、１６、１９〜２２、２４〜２６の熱間圧延における総圧延パス数は１４、
Ｎｏ．３、７の熱間圧延における総圧延パス数は１１、
Ｎｏ.６、１４、１７、１８の熱間圧延における総圧延パス数は１３、
Ｎｏ.２３の熱間圧延における総圧延パス数は１０である。
ついで、上記のようにして得た熱延鋼板に、表２に示す条件で熱延板焼鈍を施し、表３に示す板厚の熱延焼鈍鋼板を得た。
なお、表２中の「連続圧延パス回数」は、９５０〜１２００℃の温度域において、圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で上掲式（１）を満足する圧延パスを、連続して行った回数である。
また、表２中の「連続圧延パス温度域」は、上記した連続圧延パス回数に含まれる、圧延パスの温度範囲である。
さらに、表２に示す以外のパス間時間は、いずれも１５秒以下とした。
加えて、Ｎｏ.１、２、４、５、８〜１３、１５、１６、１９〜２２、２４〜２６の熱間圧延における総圧延パス数は１４、
Ｎｏ．３、７の熱間圧延における総圧延パス数は１１、
Ｎｏ.６、１４、１７、１８の熱間圧延における総圧延パス数は１３、
Ｎｏ.２３の熱間圧延における総圧延パス数は１０である。
ついで、上記のようにして得た熱延鋼板に、表２に示す条件で熱延板焼鈍を施し、表３に示す板厚の熱延焼鈍鋼板を得た。
かくして得られた熱延焼鈍鋼板から試験片を採取し、上記した方法により、板厚方向におけるビッカース硬度の最大値と最小値との差を求めた。なお、測定では、島津製作所製のＨＭＶ−ＦＡ１ビッカース硬度計を用いた。結果を表３に併記する。
また、以下の要領で、せん断加工後のせん断分離面性状の評価を行った。
すなわち、上記の熱延焼鈍鋼板から板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ１４０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片を採取し、当該試験片に、株式会社アマダ製の油圧剪断機：Ｈ−１２１３を用いて、せん断分離面が圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）となるように、せん断加工を施して、上記の試験片を板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ７０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片に２分割した。
また、せん断加工におけるクリアランスは、試験片の板厚に応じて変化させた。
すなわち、
板厚：５．０〜６．０ｍｍの場合のクリアランスは０．８ｍｍ、
板厚：６．０ｍｍ超〜７．５ｍｍの場合のクリアランスは１．０ｍｍ、
板厚：７．５ｍｍ超〜８．５ｍｍの場合のクリアランスは１．２ｍｍ、
板厚：８．５ｍｍ超〜１０．０ｍｍの場合のクリアランスは１．４ｍｍ、
板厚：１０．０ｍｍ超〜１１．５ｍｍの場合のクリアランスは１．６ｍｍ、
板厚：１１．５ｍｍ超〜１５．０ｍｍの場合のクリアランスは２．０ｍｍ
とした。
すなわち、上記の熱延焼鈍鋼板から板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ１４０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片を採取し、当該試験片に、株式会社アマダ製の油圧剪断機：Ｈ−１２１３を用いて、せん断分離面が圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）となるように、せん断加工を施して、上記の試験片を板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ７０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片に２分割した。
また、せん断加工におけるクリアランスは、試験片の板厚に応じて変化させた。
すなわち、
板厚：５．０〜６．０ｍｍの場合のクリアランスは０．８ｍｍ、
板厚：６．０ｍｍ超〜７．５ｍｍの場合のクリアランスは１．０ｍｍ、
板厚：７．５ｍｍ超〜８．５ｍｍの場合のクリアランスは１．２ｍｍ、
板厚：８．５ｍｍ超〜１０．０ｍｍの場合のクリアランスは１．４ｍｍ、
板厚：１０．０ｍｍ超〜１１．５ｍｍの場合のクリアランスは１．６ｍｍ、
板厚：１１．５ｍｍ超〜１５．０ｍｍの場合のクリアランスは２．０ｍｍ
とした。
ついで、せん断機側に残った板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ７０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片（幅３５ｍｍの一辺がせん断分離面となっている）から、マイクロカッターでせん断分離面が含まれるように、板厚×幅３５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ２０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片（幅３５ｍｍの一辺がせん断分離面となっている）の試験片を切り出した。
ついで、この切り出した試験片を、マイクロカッターで半分割して、板厚×幅１７．５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ２０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片（幅１７．５ｍｍの一辺がせん断分離面となっている）の試験片とし、この試験片を用いて、せん断分離面の観察を行った。
せん断分離面の観察は、観察面が圧延方向と直角の断面（Ｃ断面）となるように（換言すれば、図１のようにせん断分離面を端部とする断面を圧延方向から観察するために）試験片を樹脂埋め、研磨し、エッチングなしで、光学顕微鏡により、せん断分離面を端部とする断面を倍率：２５倍で観察し、板厚方向におけるせん断面長さおよび破断面長さの測定を行った。
なお、上記の測定では、圧延方向からせん断分離面を端部とする断面を観察し、
図１に示すように、
だれを、せん断加工時の工具の食込みの際に圧下されて、被加工材の表面が湾曲している領域と、
せん断面を、せん断分離面（断面の端部）が板厚方向に略平行となる領域と、
破断面を、せん断面の下方で、かつ、せん断分離面（断面の端部）が、せん断面を通る板厚方向に略平行な直線から外れて、被加工材側（圧延方向に直角な方向）に湾曲した領域と、
かえりを、板厚方向に下向きに突出した鋭利な形状の領域と、
それぞれ判断し、だれおよびかえり除いて、板厚方向におけるせん断面長さおよび破断面長さを測定した。
そして、次式によりせん断面比率を求め、以下の評価基準により、せん断加工後のせん断分離面性状を評価した。評価結果を表３に併記する。
せん断面比率（％）＝［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］／（［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］＋［板厚方向の破断面長さ（ｍｍ）］）×１００
・評価基準
合格（○）：せん断面比率が４５％以上
不合格（×）：せん断面比率が４５％未満
ついで、この切り出した試験片を、マイクロカッターで半分割して、板厚×幅１７．５ｍｍ（圧延方向に平行）×長さ２０ｍｍ（圧延方向に直角）の試験片（幅１７．５ｍｍの一辺がせん断分離面となっている）の試験片とし、この試験片を用いて、せん断分離面の観察を行った。
せん断分離面の観察は、観察面が圧延方向と直角の断面（Ｃ断面）となるように（換言すれば、図１のようにせん断分離面を端部とする断面を圧延方向から観察するために）試験片を樹脂埋め、研磨し、エッチングなしで、光学顕微鏡により、せん断分離面を端部とする断面を倍率：２５倍で観察し、板厚方向におけるせん断面長さおよび破断面長さの測定を行った。
なお、上記の測定では、圧延方向からせん断分離面を端部とする断面を観察し、
図１に示すように、
だれを、せん断加工時の工具の食込みの際に圧下されて、被加工材の表面が湾曲している領域と、
せん断面を、せん断分離面（断面の端部）が板厚方向に略平行となる領域と、
破断面を、せん断面の下方で、かつ、せん断分離面（断面の端部）が、せん断面を通る板厚方向に略平行な直線から外れて、被加工材側（圧延方向に直角な方向）に湾曲した領域と、
かえりを、板厚方向に下向きに突出した鋭利な形状の領域と、
それぞれ判断し、だれおよびかえり除いて、板厚方向におけるせん断面長さおよび破断面長さを測定した。
そして、次式によりせん断面比率を求め、以下の評価基準により、せん断加工後のせん断分離面性状を評価した。評価結果を表３に併記する。
せん断面比率（％）＝［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］／（［板厚方向のせん断面長さ（ｍｍ）］＋［板厚方向の破断面長さ（ｍｍ）］）×１００
・評価基準
合格（○）：せん断面比率が４５％以上
不合格（×）：せん断面比率が４５％未満
表３に示すとおり、発明例ではいずれも、優れたせん断加工後のせん断分離面性状が得られている。
一方、比較例ではいずれも、十分なせん断加工後のせん断分離面性状が得られなかった。
一方、比較例ではいずれも、十分なせん断加工後のせん断分離面性状が得られなかった。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０〜２４．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％および
Ｔｉ：０．１５〜０．４０％、
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、
板厚が５．０ｍｍ以上であり、板厚方向のビッカース硬度の最大値と最小値との差がＨｖ５０以下である、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、
Ｃｕ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５０％および
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
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。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％および
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％
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。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５０％および
Ｓｂ：０．０１〜０．５０％
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。 - 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素材に、複数段の圧延パスからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、ついで、該熱延鋼板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、
上記熱間圧延では、
９５０〜１２００℃の温度域において、
圧下率：１５％〜５０％で、かつ、該圧下率が、１つ前の圧延パスにおける圧下率との関係で下記式（１）を満足する圧延パスを、３回以上連続して行い、
その後、９００℃以上の温度域において、
少なくとも１回、圧延パス間の時間を２０〜１００秒確保し、
また、熱間圧延終了出側温度を８００〜９００℃とし、
上記熱延板焼鈍では、
焼鈍温度を７００〜１１００℃とする、
フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
記
１．０５≦ｒ（ｎ）/ｒ（ｎ−１）≦１．５０ ・・・（１）
ここで、
ｒ（ｎ）：当該圧延パス（ｎ段目の圧延パス）における圧下率
ｒ（ｎ−１）：１つ前の圧延パス（ｎ−１段目の圧延パス）における圧下率
ｎ：２以上、総圧延パス数以下の整数（当該圧延パスの段数）
である。
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