WO2014119796A1 - 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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濱田　純一
石丸　詠一朗
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet excellent in workability and ridging characteristics and a method for producing the same.
  • Ferritic stainless steel plates are excellent in corrosion resistance and heat resistance, and are used in various fields such as home appliances, transportation equipment, and construction. However, it is inferior in ductility as compared to austenitic stainless steel, and surface irregularities called ridging are generated during the forming process, which hinders the surface quality and the abrasiveness after the forming process.
  • Patent Document 1 a method of reducing C and N and adding Ti and Nb is disclosed.
  • the ferritic stainless steel sheet has an improved r value, which is an index of deep drawability, and can improve formability.
  • ridging occurs when a group of crystal grains (colony) having a similar crystal orientation remain on a product plate due to a cast structure or a hot-rolled structure.
  • many techniques for reducing colonies having ⁇ 100 ⁇ crystal orientation are disclosed.
  • Patent Documents 3 to 5 and the like limitations on hot rolling conditions, annealing conditions, and the colony size of product plates are known in Patent Documents 3 to 5 and the like.
  • ridging has not reached a level at which it can be completely rendered harmless, and it is necessary to control the uneven structure and texture in the thickness direction to further improve the surface quality.
  • Patent Documents 6, 7 and 8 patents relating to Sn-added ferritic stainless steel are disclosed.
  • Patent Document 7 discloses a technology related to ferritic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability. Regarding workability, Sn-added steel has a 0.2% proof stress of 300 MPa or less and a breaking elongation of 30% or more. Technology to do is shown. However, sufficient drawability and ridging properties cannot be obtained with only 0.2% proof stress and elongation at break, and problems relating to workability remain.
  • JP 61-261460 A Japanese Patent Application No. 50-123294 Japanese Patent Publication No. 61-19688 Japanese Patent Publication No.57-38655 Japanese Patent Laid-Open No. 10-330887 JP 2008-190003 A JP 2009-174036 A JP 2010-159487 A
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet that solves the problems of the known techniques and has excellent formability and low ridging and excellent workability, and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted detailed studies on the workability and ridging properties of ferritic stainless steel sheets with respect to the steel composition, texture formation in the manufacturing process, and ridging generation mechanism.
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows. (1) By mass%, Cr: 10 to 30%, Sn: 0.005 to 1%, C: 0.001 to 0.1%, N: 0.001 to 0.1%, Si: 0.01 -3.0%, Mn: 0.01-3.0%, P: 0.005-0.1%, S: 0.0001-0.01%, the balance being Fe and inevitable impurities
  • a ferritic stainless steel sheet having particularly excellent ridging properties can be efficiently provided without requiring any special new equipment.
  • Cr needs to be added in an amount of 10% or more in order to ensure corrosion resistance, high temperature strength and oxidation resistance.
  • addition of 30% or more deteriorates manufacturability due to deterioration of toughness, and also deteriorates the material. Therefore, the Cr range is 10-30%.
  • 13.0 to 25.0% is desirable from the viewpoint of cost and corrosion resistance.
  • 13.0 to 18.0% is desirable. It may be 15.5 to 16.5%.
  • Sn is an extremely important element in the present invention for suppressing ridging by controlling crystal orientation, and 0.005 to 1% is added.
  • Sn is an element that easily segregates at the grain boundary, and segregation at the grain boundary occurs in the hot-rolled sheet annealing process in the manufacturing process. The present inventors have found that when this is cold-rolled and subjected to heat treatment for recrystallization, a characteristic crystal orientation effective for reducing ridging is easily nucleated from the Sn segregation part.
  • the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation mainly develops at the center of the plate thickness.
  • the ⁇ 100 ⁇ orientation which has a smaller plastic deformability than ⁇ 111 ⁇ and is likely to cause a reduction in plate thickness, is present in a colony shape, surface irregularities will occur after processing, resulting in poor ridging.
  • the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation becomes weak. In this study, it was found that when Sn is added, the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation is likely to be formed in the vicinity of t / 4 from the surface layer in the annealing stage after cold rolling.
  • a large shear strain acts on the inside of the material at the t / 4 portion from the surface layer during cold rolling. If Sn is segregated at grain boundaries during hot-rolled sheet annealing, this shear strain will act remarkably on the segregated part, and it is considered that a unique crystal orientation of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> is likely to be nucleated in the subsequent heat treatment process. It is done.
  • the effect of alleviating the unevenness caused by the plastic anisotropy between colonies in the central part of the thickness is near the surface part. It is estimated that surface irregularities are less likely to occur. Since Sn grain boundary segregation and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation formation are added by 0.005% or more, the lower limit is set to 0.005%. On the other hand, excessive addition causes problems such as cracks in the production process, so the upper limit was made 1%. Further, from the viewpoint of deterioration of weldability, the upper limit is desirably set to 0.5%. Further, from the viewpoint of corrosion resistance and toughness, 0.03 to 0.5% is desirable. It is more preferably 0.1 to 0.3%, and most preferably 0.15 to 0.25%.
  • the fact that Sn causes grain boundary segregation during the manufacturing process due to the addition of Sn as described above is utilized, and it is a minor that normally does not occur in the vicinity of the t / 4 portion from the sheet thickness surface layer after cold rolling and annealing. It is characterized by generating crystal orientation ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> to reduce ridging.
  • FIG. 1 shows the relationship between ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation strength and ridging properties in the vicinity of t / 4 from the surface layer.
  • 17% Cr steel 0.005% C-0.1% Si-0.1% Mn-0.01% P-0.0001% S-0.1% Ti-0.18% Nb- 0.007% N
  • Sn-free ⁇ 0.001%
  • 0.2% Sn-added steel were melted in vacuum, and hot-rolled, cold-rolled, and annealed to obtain cold-rolled annealed plates.
  • the X-ray diffraction intensity in the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> direction was measured using a X-ray diffractometer (manufactured by Rigaku Denki Kogyo Co., Ltd.) and using a Mo-K ⁇ ray, the region near t / 4 (mechanical polishing and electrolysis).
  • (200), (310), and (211) positive point map of (200), (310) and (211) are obtained by combining the polishing, and a three-dimensional crystal orientation density function is obtained from these using the spherical harmonic function method.
  • the intensity ratio with the random sample) was determined.
  • ridging properties a JIS No. 5 tensile specimen was taken from the cold-rolled annealed plate, and 16% strain was applied parallel to the rolling direction, and the ridging height (maximum distance of unevenness generated in the direction perpendicular to the rolling direction) and visual inspection. Ridging properties were evaluated by inspection.
  • the rank of visual inspection is A: No ridging is observed (riding height is 5 ⁇ m or less), B: Ridging is slightly observed visually (riding height is 10 ⁇ m or less), C: Ridging is clearly recognized visually (riding height 20 ⁇ m), D: The ridging is clearly recognized visually, and the occurrence of irregularities can be seen when the surface is touched with a finger (riding height is over 30 ⁇ m). It is.
  • the ridging characteristic becomes A level, which is reduced to a level that is not problematic in practice. It becomes possible to do. Therefore, the lower limit of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> azimuth strength is set to 2 or more.
  • the crystal orientation is obtained by Sn grain boundary segregation and application of shear strain as described above. In order to make it occur more remarkably, an increase in the amount of Sn grain boundary segregation and strong shear strain are required. These may be accompanied by problems in manufacturability and also lead to a decrease in the r value, so the upper limit is made 10 or less as a desirable range.
  • the upper limit was made 0.1%.
  • the lower limit was made 0.001%.
  • 0.002 to 0.05% is desirable.
  • the upper limit was made 0.1%.
  • the lower limit was made 0.001%. Further, if considering the manufacturing cost, corrosion resistance and workability, 0.002 to 0.05% is desirable.
  • Si may be added as a deoxidizing element, and is an element that improves oxidation resistance and high-temperature strength, and is added in an amount of 0.01% or more. Excessive addition lowers the normal temperature ductility and degrades workability, so the upper limit was made 3.0%. Furthermore, if considering the material and oxidation characteristics, 0.05 to 1.0% is desirable. More desirably, it is 0.1 to 0.7%.
  • Mn forms MnCr 2 O 4 and MnO at a high temperature and improves scale adhesion. Since this effect appears at 0.01% or more, the lower limit was made 0.01%. On the other hand, excessive addition lowers the corrosion resistance and ductility, so the upper limit was made 3.0%. Furthermore, if considering workability and manufacturability, 0.05 to 1.5% is desirable. More desirably, it is 0.1 to 1.0%.
  • P is a solid solution strengthening element like Si, and the lower the content, the better.
  • the upper limit was made 0.1%. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the lower limit was made 0.005%. Furthermore, if considering the manufacturing cost and oxidation resistance, 0.01 to 0.025% is desirable.
  • the lower limit of S is better from the viewpoint of material, corrosion resistance and oxidation resistance, so the upper limit was made 0.01%.
  • excessive addition generates a compound such as Ti and the like, and promotes recrystallization and grain growth of the hot-rolled annealed plate to deteriorate the r value.
  • excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the lower limit was made 0.0001%.
  • 0.0010 to 0.0050% is desirable.
  • Ti is an element added to combine with C, N, and S to further improve the corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and deep drawability.
  • the development of ⁇ 111 ⁇ crystal orientation that improves the r value is manifested by addition of 0.005% or more, so the lower limit was made 0.005%. Since addition of 0.5% or more deteriorates toughness, secondary workability, and r value, the upper limit was made 0.5%. Furthermore, if considering the manufacturing cost, surface wrinkles and scale peelability, 0.05 to 0.2% is desirable.
  • Nb is an element added to improve high temperature strength and high temperature fatigue properties by solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • C and N are fixed as carbonitrides, and the recrystallized texture of the product plate is developed, and an intermetallic compound of Fe and Nb called a Laves phase is formed, and the recrystallized texture is determined depending on the volume ratio and size. It affects the formation and contributes to the improvement of the r value. Since these effects are manifested at 0.005% or more, the lower limit was made 0.005%. On the other hand, excessive addition leads to hardening and leads to a decrease in normal temperature ductility and r value, so the upper limit was made 0.5%. Furthermore, if considering cost and manufacturability, 0.1 to 0.3% is desirable.
  • Zr is an element that improves oxidation resistance, and is added as necessary. The effect is manifested at 0.005% or more, so the lower limit was made 0.005%. However, addition of 0.5% or more significantly deteriorates the productivity such as toughness and pickling property, and the compound of Zr, carbon and nitrogen is coarsened to coarsen the hot-rolled annealed plate structure, In order to lower the r value, the upper limit was made 0.5%. Furthermore, if considering the manufacturing cost, 0.05 to 0.20% is desirable.
  • V is an element added to combine with C and N to further improve the corrosion resistance, intergranular corrosion resistance and deep drawability.
  • the development of ⁇ 111 ⁇ crystal orientation that improves the r value is manifested by addition of 0.01% or more, so the lower limit was made 0.01%.
  • addition of 0.5% or more deteriorates toughness and secondary workability, so the upper limit was made 0.5%.
  • 0.05 to 0.3% is desirable.
  • Ni is an element that improves toughness and corrosion resistance, so it is added as necessary. Since the contribution to toughness is manifested at 0.01% or more, the lower limit was made 0.01%. On the other hand, since the austenite phase is formed by addition of more than 1% and the r value is lowered, the upper limit was made 1%. Furthermore, considering the cost, 0.05 to 0.5% is desirable. Further, considering the crevice corrosion property, 0.2 to 0.5% is more desirable.
  • ⁇ Mo improves corrosion resistance and improves high-temperature strength due to solid solution Mo. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. However, excessive addition causes deterioration in toughness and elongation. Further, since the Laves phase is generated too much and ⁇ 011 ⁇ oriented grains are easily generated, the r value is decreased, and the oxidation resistance is deteriorated by addition of more than 3.0%. %. Further, if considering the manufacturing cost and manufacturability, 0.1 to 2.0% is desirable.
  • W like Mo, improves the corrosion resistance and improves the high-temperature strength due to solid solution Mo. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. However, excessive addition causes toughness deterioration and elongation reduction. Further, since the Laves phase is generated too much and ⁇ 011 ⁇ oriented grains are easily generated, the r value is decreased, and the oxidation resistance is deteriorated by addition of more than 3.0%. %. Further, if considering the manufacturing cost and manufacturability, 0.1 to 2.0% is desirable.
  • Cu is an element that improves rust resistance and raises high-temperature strength, particularly in the middle temperature range, by ⁇ -Cu precipitation. Since this effect is manifested by addition of 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. On the other hand, addition of 3.0% or more causes toughness deterioration and extreme decrease in elongation, and ⁇ -Cu precipitates in the hot rolling process, and ⁇ 011 ⁇ oriented grains are generated to lower the r value. The upper limit was made 3.0%. Further, 0.2 to 1.5% is desirable from the viewpoint of oxidation resistance, manufacturability, and suppression of rust flow in a dry and wet repeated corrosion environment. Considering the cost, 0.2 to 0.5% is preferable.
  • B is an element that improves secondary workability, and the effect is manifested at 0.0003% or more, so the lower limit was made 0.0003%.
  • Addition of more than 0.0100% produces B compounds such as Cr 2 B, which deteriorates intergranular corrosion and fatigue properties, and causes an increase in ⁇ 011 ⁇ oriented grains and lowers the r value.
  • 0.0003 to 0.0020% is desirable.
  • Al may be added as a deoxidizing element, and improves high-temperature strength and oxidation resistance. Since the effect is manifested from 0.01%, the lower limit was made 0.01%. Moreover, addition of 1.0% or more brings about a decrease in elongation, deterioration of weldability and surface quality, and also promotes the formation of ⁇ 011 ⁇ oriented grains by Al oxide, and the r value decreases. 1.0%. Furthermore, 0.02 to 0.15% considering the refining cost is desirable.
  • Ca may be added to fix S, and the effect is manifested at 0.0001% or more, so the lower limit was made 0.0001%. On the other hand, excessive addition deteriorates the corrosion resistance, so the upper limit was made 0.003%. Furthermore, if considering the manufacturability and corrosion resistance, 0.0005 to 0.002% is desirable.
  • Mg forms Mg oxide together with Al in molten steel and acts as a deoxidizer, and finely crystallized Mg oxide serves as a nucleus, and Nb and Ti-based precipitates are finely precipitated.
  • the fine precipitates become recrystallization nuclei in the hot rolling process and the hot rolled sheet annealing process, and a very fine recrystallized structure is obtained, which contributes to the development of the texture. Since this effect appears from 0.0001%, the lower limit was made 0.0001%. However, excessive addition causes deterioration of oxidation resistance, decrease in weldability, etc., so the upper limit was made 0.005%. Further, considering the refining cost, 0.0003 to 0.002% is desirable.
  • Co is an element that improves high-temperature strength, and is added in an amount of 0.001% or more as necessary. However, excessive addition deteriorates workability, so the upper limit was made 0.5%. Furthermore, if considering the manufacturing cost, 0.05 to 0.3% is desirable.
  • Sb is effective in improving the corrosion resistance, and may be added at 0.3% or less as necessary.
  • the lower limit is set to 0.005 from the viewpoint of crevice corrosion.
  • REM is effective in improving oxidation resistance and is added as necessary.
  • the lower limit is 0.001%.
  • the effect is saturated, and the corrosion resistance is reduced by the REM granulated material, so the upper limit is made 0.2%.
  • the content be 0.002% to 0.05%.
  • REM rare earth element refers to a generic name of two elements of scandium soot (Sc) and yttrium soot (Y) and 15 elements (lanthanoid) from lanthanum (La) to lutetium (Lu) soot according to general definitions. It may be added alone or as a mixture.
  • Ga may be added at 0.3% or less for improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement.
  • the lower limit is made 0.0002% from the viewpoint of sulfide and hydride formation. Furthermore, 0.0020% or more is preferable from the viewpoint of manufacturability and cost.
  • Ta, Bi, etc. may be added as necessary. Note that it is preferable to reduce general harmful elements and impurity elements such as As and Pb as much as possible.
  • the production method is also examined, and the crystal orientation distribution is controlled by controlling the hot-rolled sheet annealing conditions and the cold-rolled conditions, and excellent workability can be obtained. I found out.
  • the slab After the slab is hot-rolled, it is generally subjected to hot-rolled sheet annealing to obtain a recrystallized structure.
  • the segregation of Sn to the grain boundaries is promoted in this step in order to reduce ridging.
  • the material In order to obtain a recrystallized structure by hot-rolled sheet annealing, the material is heated to a temperature of 850 ° C. or higher. In the cooling stage, the cooling rate to 500 ° C. is set to 50 ° C./sec or less to promote grain boundary segregation.
  • the heating temperature is less than 850 ° C.
  • a recrystallized structure cannot be obtained, and a hot-rolled band structure and a hot rolling orientation that lowers the r value remain, so the lower limit was set to 850 ° C.
  • the upper limit is preferably 1100 ° C.
  • the upper limit may be 1000 ° C. or less, and more preferably the upper limit may be less than 900 ° C.
  • the cooling rate is set to 50 ° C./sec or less in order to sufficiently segregate Sn, but is preferably less than 15 ° C./sec in consideration of maintaining the uniformity of the plate shape. From the viewpoint of promoting the grain boundary segregation of Sn, it is preferably less than 15 ° C./sec.
  • excessive slow cooling leads to a decrease in manufacturability and a decrease in the toughness of the hot-rolled annealed sheet. Further, it is desirable to exceed 10 ° C./sec for the reason of preventing toughness reduction and pickling deterioration due to fine carbonitride precipitation. In the present invention, it is preferably more than 10 ° C./sec and less than 15 ° C./sec.
  • the sheet is rolled to a predetermined thickness.
  • a roll having a diameter of 150 mm or less is used, and the rolling reduction is set to 60% or more. This is to give a sufficient shear strain from the surface layer to the t / 4 part Sn segregation part.
  • the lower limit of the roll diameter is preferably 30 mm.
  • the upper limit is desirably 95%.
  • the cold-rolled roll diameter is desirably 30 to 100 mm, and the rolling reduction is desirably 75 to 90%.
  • the hot rolling conditions were a slab heating temperature of 1100 to 1250 ° C., a finishing temperature of 700 to 950 ° C., and a winding temperature of 500 ° C. or less.
  • the heating temperature in hot-rolled sheet annealing was 850 to 1100 ° C.
  • the ridging characteristics and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation strength of the product plate thus obtained were evaluated by the method described above.
  • the r value which is an index of deep drawability, was evaluated.
  • the r value is obtained by collecting a JIS No. 13 B tensile test piece from a cold-rolled annealed plate and applying a 14.4% strain in the rolling direction, the rolling direction and 45 ° direction, and the rolling direction and 90 ° direction (1)
  • the average r value is calculated using the equation (2).
  • r ln (W 0 / W) / ln (t 0 / t) (1)
  • W 0 is the plate width before tension
  • W is the plate width after tension
  • t 0 is the plate thickness before tension
  • t is the plate thickness after tension.
  • Average r value (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4 (2)
  • r 0 is the r value in the rolling direction
  • r 45 is the r value in the rolling direction and 45 ° direction
  • r 90 is the r value in the direction perpendicular to the rolling direction
  • an average r value of 1.5 or more is sufficient. It is a characteristic that can be processed.
  • steel having the component composition defined in the present invention is excellent in ridging characteristics as compared with the comparative example, and has an average r value as high as 1.5 or more.
  • the comparative example since the steel component is out of the present invention, the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> orientation strength of the product plate is out of the present invention, A rank is not obtained in the ridging characteristic, and the average r value is 1. There are less than 5 steels.
  • Table 2 shows the characteristics of A1 to A3 when various manufacturing conditions are changed.
  • the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 012> azimuth strength is outside the present invention, and the ridging property is not A rank.
  • the corrosion resistance was evaluated by a wet and dry repeated test.
  • a test tube with an outer diameter of 15 mm, a height of 100 mm, a thickness of 0.8 mm is filled with 10 ml of the test solution, and a sample of 1 t ⁇ 15 ⁇ 100 mm (the whole surface is wet-polished with # 600 emery paper) is semi-immersed here. It was.
  • the test tube was placed in an 80 ° C. warm bath. After 24 hours, the completely dried sample was washed with light distilled water, and then the test solution was again filled in the newly washed test tube, and the sample was half-immersed again. And holding for 24 hours was performed 14 cycles.
  • All the steels of the present invention had a favorable maximum corrosion depth of 50 ⁇ m or less. In the case of steel containing Ni or Cu, the maximum corrosion depth was 15 ⁇ m or less, indicating extremely excellent corrosion resistance. Further, the steel No. in which the Sn content deviates from the component range of the present invention. B8 has an erosion depth of 50 ⁇ m and is inferior in corrosion resistance compared to the inventive examples.
  • slab thickness hot-rolled sheet thickness, etc. suitably.
  • the rolling reduction, roll roughness, roll diameter, rolling oil, number of rolling passes, rolling speed, rolling temperature, etc. may be appropriately selected.
  • annealing may be bright annealing performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas, or may be performed in the air.
  • the elongation rate of the final temper rolling may be adjusted as appropriate and may be omitted.
  • shape correction by a tension leveler or the like may be applied.
  • a ferritic stainless steel plate having excellent formability such as deep drawability and ridging resistance
  • it can be supplied as household electrical appliances, transportation equipment, or construction stainless steel plate materials, which has great industrial significance.

Abstract

　リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板であって、質量％で、Ｃｒ：１０～３０％、Ｓｎ：０．００５～１％、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０００１～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、表層からｔ／４（ｔは板厚）における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度が２以上であることを特徴とする。

Description

加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、加工性とリジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
　フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性や耐熱性に優れており、家電製品、輸送機器、建築用等の様々な分野で使用されている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて延性に劣るとともに、成形加工時にリジングと呼ばれる表面凹凸が生じ、表面品質や成形加工後の研磨性を阻害する問題がある。
　成形性の向上に関しては、特許文献１に記載される様に、ＣやＮを低減し、かつＴｉやＮｂを添加する方法が開示されている。鋼成分を高純度化し｛１１１｝結晶方位を増加させることで、フェライト系ステンレス鋼板は深絞り性の指標であるｒ値が向上し、成形性を向上させることが可能となる。
　リジングに関しては、鋳造組織や熱延組織に起因して類似の結晶方位を有する結晶粒集団（コロニー）が製品板に残存することでリジングが発生することが知られている。この中で、特に｛１００｝結晶方位を有するコロニーを低減させるための技術が数多く開示されている。代表的な技術としては、凝固組織を等軸化する手法として特許文献２等に示されている、電磁撹拌、凝固核接種、低温鋳造等がある。また、熱延条件や焼鈍条件や製品板のコロニーサイズの限定が、特許文献３～５等で公知となっている。
　以上の様に、従来のフェライト系ステンレス鋼板のｒ値向上やリジング低減には、成分調整や製造条件の適正化によるものが開示されている。特にリジングに関しては完全に無害化できるレベルまで到達しておらず、板厚方向の不均一な組織、集合組織を制御し、更なる表面品質改善が必要である。
　一方、特許文献６，７および８において、Ｓｎ添加フェライト系ステンレス鋼に関する特許が公開されている。特許文献７には、耐食性、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する技術が開示されており、加工性に関しては、Ｓｎ添加鋼で０．２％耐力が３００ＭＰａ以下、破断伸びが３０％以上とする技術が示されている。しかしながら、０．２％耐力や破断伸びだけでは深絞り性やリジング性は十分満足するものが得られず、加工性に関する課題が残されている。
特開昭６１－２６１４６０号公報 特願昭５０－１２３２９４号公報 特公昭６１－１９６８８号公報 特公昭５７－３８６５５号公報 特開平１０－３３０８８７号公報 特開２００８－１９０００３号公報 特開２００９－１７４０３６号公報 特開２０１０－１５９４８７号公報
　本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、成形性が良好でリジングの発生が少ない加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　上記課題を解決するために、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の加工性、リジング性に関して、鋼組成、製造過程における集合組織形成、さらにはリジングの発生機構に関する詳細な研究を行った。
　その結果、鋼板内部に特定の結晶方位の組織を生成することにより、深絞り性や耐リジング性に代表される成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を製造することが可能であることを見出した。
　上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃｒ：１０～３０％、Ｓｎ：０．００５～１％、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０００１～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚をｔとしたとき、表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度が２以上であることを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（２）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．５％、Ｚｒ：０．００５～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｉ：０．０１～１％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｃａ：０．０００１～０．００３％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、Ｃｏ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００５～０．３％、ＲＥＭ：０．００１～０．２％、Ｇａ：０．０００２～０．３％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
　（３）（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、熱延板焼鈍工程において、８５０℃以上に加熱し、５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として冷却し、冷延工程において、直径が１５０ｍｍ以下のロール径を用い、圧下率６０％以上で圧延することを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
である。
　以上の説明から明らかなように、本発明によれば特にリジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を特別な新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。
冷延焼鈍板の表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位強度とリジング高さの関係を示す図である。
　以下に本発明の限定理由について説明する。
　Ｃｒは、耐食性、高温強度および耐酸化性の確保のために１０％以上添加する必要があるが、３０％以上の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よって、Ｃｒの範囲は１０～３０％とした。さらに、コストと耐食性の観点では１３．０～２５．０％が望ましい。なお、製造性や高温延性を考慮すると、１３．０～１８．０％が望ましい。１５．５～１６．５％であってもよい。
　Ｓｎは、結晶方位制御によるリジング抑制のために本発明で極めて重要な元素であり、０．００５～１％を添加する。Ｓｎは粒界に偏析しやすい元素であり、製造工程における熱延板焼鈍工程で粒界偏析が生じる。本発明者らは、これを冷間圧延し、再結晶のための熱処理を施すと、Ｓｎ偏析部からリジング低減に有効な特徴的な結晶方位が核生成しやすくなることを見出した。
　一般的に冷間圧延後の再結晶方位としては、板厚中心部では｛１１１｝結晶方位が主として発達する。この他に｛１１１｝よりも塑性変形能が小さく板厚減少が生じやすい｛１００｝方位がコロニー状に存在すると、加工後に表面凹凸が生じリジング性が悪くなる。一方、表層からｔ／４部近傍においては、｛１１１｝結晶方位は弱くなる。本研究では、Ｓｎを添加した場合、冷間圧延後の焼鈍段階で表層からｔ／４近傍において｛１００｝＜０１２＞方位が形成されやすくなることを知見した。冷間圧延時に表層からｔ／４部は大きなせん断歪が材料内部に作用する。熱延板焼鈍時にＳｎが粒界偏析していると、このせん断歪が偏析部に顕著に作用し、その後の熱処理工程で｛１００｝＜０１２＞という特異な結晶方位が核生成しやすくなると考えられる。
　後述する様に、｛１００｝＜０１２＞方位が表層からｔ／４部に生成すると、板厚中心層部のコロニー間の塑性異方性に起因して生じる凹凸を緩和する作用が表層部近傍で起きるため、表面凹凸が生じにくくなると推定される。Ｓｎの粒界偏析と｛１００｝＜０１２＞方位形成には、０．００５％以上の添加でおきることから、下限を０．００５％とした。一方、過度な添加は製造工程における割れ等の問題が生じることから、その上限を１％とした。また、溶接性が劣化する観点から、上限を０．５％とするのが望ましい。さらに、耐食性や靭性の観点から、０．０３～０．５％が望ましい。さらに望ましくは０．１～０．３％であり、最適には０．１５～０．２５％である。
　本発明では、上記の様にＳｎ添加によって、製造過程でＳｎが粒界偏析を生じることを活用し、冷延および焼鈍後に板厚表層からｔ／４部近傍で、通常ではほとんど発生しないマイナーな結晶方位｛１００｝＜０１２＞を発生させ、リジング低減に図ることが特徴である。
　図１に表層からｔ／４近傍における｛１００｝＜０１２＞方位強度とリジング性の関係を示す。ここでは、１７％Ｃｒ鋼（０．００５％Ｃ－０．１％Ｓｉ－０．１％Ｍｎ－０．０１％Ｐ－０．０００１％Ｓ－０．１％Ｔｉ－０．１８％Ｎｂ－０．００７％Ｎ）でＳｎ無添加（＜０．００１％）と０．２％Ｓｎ添加鋼を真空溶解し、熱延、冷延、焼鈍を施して冷延焼鈍板を得た。｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度は、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、表層からｔ／４近傍領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで測定面を現出）の（２００）、（３１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得、結晶方位強度（ランダムサンプルとの強度比率）を求めた。
　リジング性に関しては、冷延焼鈍板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、圧延方向と平行に１６％の歪を付与し、リジング高さ（圧延方向と直角方向に生じる凹凸の最大距離）と目視検査でリジング性を評価した。目視検査のランクは、
　Ａ：リジングが認められない（リジング高さ５μｍ以下）、
　Ｂ：リジングが目視で若干認められる（リジング高さ１０μｍ以下）、
　Ｃ：リジングが目視で明瞭に認められる（リジング高さ２０μｍ）、
　Ｄ：リジングが目視で明瞭に認められるとともに、表面を指で触ったときに凹凸の発生が分かる（リジング高さ３０μｍ超）
である。
　図１より、表層からｔ／４（ｔは板厚）における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度を２以上とすることで、リジング特性がＡレベルとなり、実用上問題ないレベルまで低減することが可能となる。そこで、｛１００｝＜０１２＞方位強度の下限を２以上とした。該結晶方位は、上記の様にＳｎの粒界偏析とせん断歪付与によって得られる。より顕著に生じさせるためには、Ｓｎの粒界偏析量の増加や強せん断歪が必要である。これらは、製造性に課題を伴う場合がある他、ｒ値の低下にも繋がることから、望ましい範囲として上限を１０以下とする。
　Ｃは、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させることから、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。さらに、製造コスト、耐食性および加工性を考慮すると０．００２～０．０５％が望ましい。さらに耐食性の観点から、０．００２～０．００９％とすることが望ましい。
　ＮもＣと同様、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させることから、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。さらに、製造コスト、耐食性および加工性を考慮すると０．００２～０．０５％が望ましい。
　Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性や高温強度を向上させる元素であり、０．０１％以上添加する。過度な添加は、常温延性を低下させて加工性を劣化させるため、上限を３．０％とした。さらに、材質および酸化特性を考慮すると０．０５～１．０％が望ましい。さらに望ましくは０．１～０．７％である。
　Ｍｎは、高温においてＭｎＣｒ2Ｏ4やＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、０．０１％以上で発現することから、下限を０．０１％とした。一方、過度な添加は耐食性や延性を低下させるため、上限を３．０％とした。さらに、加工性と製造性を考慮すると０．０５～１．５％が望ましい。さらに望ましくは、０．１～１．０％である。
　Ｐは、Ｓｉと同様に固溶強化元素であって、材質上その含有量は少ないほど良く、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とした。さらに、製造コストと耐酸化性を考慮すると０．０１～０．０２５％が望ましい。
　Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から少ないほど良いため、上限を０．０１％とした。特に、過度な添加はＴｉ等と化合物を生成させ、熱延焼鈍板の再結晶と粒成長を促進しすぎてｒ値を劣化させる。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１％とした。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると０．００１０～０．００５０％が望ましい。
　Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合させて耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性をさらに向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．００５％以上の添加で発現することから、下限を０．００５％とした。０．５％以上の添加により靭性、２次加工性およびｒ値が劣化することから、上限を０．５％とした。さらに、製造コスト、表面疵およびスケール剥離性を考慮すると、０．０５～０．２％が望ましい。
　Ｎｂは、固溶強化および析出強化により高温強度や高温疲労特性を向上させるために添加する元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の再結晶集合組織を発達させるとともに、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの金属間化合物を形成し、その体積率やサイズによって再結晶集合組織形成に影響を与え、ｒ値向上に寄与する。これらの作用は、０．００５％以上で発現するため、下限を０．００５％とした。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、常温延性やｒ値の低下につながることから、上限を０．５％とした。さらに、コストや製造性を考慮すると０．１～０．３％が望ましい。
　Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その作用は０．００５％以上で発現するため、下限を０．００５％とした。ただし、０．５％以上の添加は、靭性や酸洗性などの製造性を著しく劣化させる他、Ｚｒと炭素および窒素の化合物が粗大化して、熱延焼鈍板組織を粗粒化させて、ｒ値を低化するため、上限を０．５％とした。さらに、製造コストを考慮すると、０．０５～０．２０％が望ましい。
　Ｖは、Ｃ，Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性をさらに向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．０１％以上の添加で発現することから、下限を０．０１％とした。一方、０．５％以上の添加により靭性や２次加工性が劣化することから、上限を０．５％とした。さらに、製造コスト、表面疵を考慮すると、０．０５～０．３％が望ましい。
　Ｎｉは、靭性と耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。靭性への寄与は０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とした。一方、１％超の添加によりオーステナイト相が生成し、ｒ値が低化するため、上限を１％とした。さらに、コストを考慮すると、０．０５～０．５％が望ましい。また、隙間腐食性の観点も考慮すると、０．２～０．５％がさらに望ましい。
　Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる高温強度の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％とした。ただし、過度な添加は靭性の劣化や伸びの低下をもたらす。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成しやすくなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると０．１～２．０％が望ましい。
　Ｗは、Ｍｏと同様に、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる高温強度の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％とした。ただし、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成しやすくなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると０．１～２．０％が望ましい。
　Ｃｕは、耐錆性を向上させるとともに、ε－Ｃｕ析出によって、特に中温域での高温強度を上げる元素である。この効果は０．１％以上の添加により発現することから、下限を０．１％とした。一方、３．０％以上の添加により、靭性劣化や伸びの極端な低下をもたらす他、熱延過程でε－Ｃｕが析出し、｛０１１｝方位粒が生成してｒ値が低化するため、上限を３．０％とした。さらに、耐酸化性や製造性、乾湿繰り返し腐食環境における錆流れ抑制の観点から０．２～１．５％が望ましい。コストを考慮すると、０．２～０．５％が良い。
　Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、その効果は０．０００３％以上で発現することから、下限を０．０００３％とした。０．０１００％超の添加によりＣｒ2Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性や疲労特性を劣化させる他、｛０１１｝方位粒の増加をもたらしてｒ値を低化するため、上限を０．０１００％とした。さらに、溶接性や製造性を考慮すると、０．０００３～０．００２０％が望ましい。
　Ａｌは、脱酸元素として添加される場合がある他、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。また、１．０％以上の添加は、伸びの低下や溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、Ａｌ酸化物により｛０１１｝方位粒の生成が促進し、ｒ値が低下するため、上限を１．０％とした。さらに、精錬コストを考慮する０．０２～０．１５％が望ましい。
　Ｃａは、Ｓを固定するために添加される場合があり、その効果は０．０００１％以上で発現することから、下限を０．０００１％とした。一方、過度な添加は耐食性を劣化させるため、上限を０．００３％した。さらに、製造性と耐食性を考慮すると、０．０００５～０．００２％が望ましい。
　Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成して脱酸剤として作用する他、微細晶出したＭｇ酸化物が核となり、ＮｂやＴｉ系析出物が微細析出する。これらが熱延工程で微細析出すると、熱延工程および熱延板焼鈍工程において、微細析出物が再結晶核となり非常に微細な再結晶組織が得られ、集合組織の発達に寄与する。この作用が発現するのは０．０００１％からであるため、下限を０．０００１％とした。ただし、過度な添加は、耐酸化性の劣化や溶接性の低下などをもたらすため、上限を０．００５％とした。さらに、精錬コストを考慮すると、０．０００３～０．００２％が望ましい。
　Ｃｏは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて０．００１％以上添加する。ただし、過度な添加は加工性を劣化させるため、上限を０．５％とした。さらに、製造コストを考慮すると、０．０５～０．３％が望ましい。
　Ｓｂは耐食性の向上に有効であり必要に応じ、０．３％以下で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点から下限を０．００５とする。さらに、製造性やコストの観点から０．０１％とすることが好ましい。
　ＲＥＭは、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて添加する。下限は０．００１％とする。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、上限を０．２％とする。製品の加工性や製造コストを考慮すると、０．００２％～０．０５％とすることが望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム （Ｓｃ）、イットリウム （Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ） までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
　Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。さらに、製造性やコストの観点から０．００２０％以上が好ましい。
　その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｔａ、Ｂｉ等を必要に応じて添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
　本発明では、上記の集合組織や成分組成の他に製造方法についても検討を行い、熱延板焼鈍条件、冷延条件のコントロールにより結晶方位分布を制御し、優れた加工性が得られることを知見した。
　スラブが熱間圧延された後、一般的に再結晶組織を得るために熱延板焼鈍が施される。本発明では、これに加えて、リジング低減のためにこの工程でＳｎの結晶粒界への偏析を促進する。熱延板焼鈍で再結晶組織を得るために８５０℃以上の温度に材料を加熱するが、冷却段階で５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として、この間に粒界偏析を促進する。加熱温度が８５０℃未満の場合は再結晶組織が得られず、熱延のバンド状組織やｒ値を低下させる熱延方位が残留するため、下限を８５０℃とした。
　一方、過度な高温化は結晶粒粗大化が生じるため、上限は１１００℃が望ましい。熱延板焼鈍で再結晶組織を得る目的であれば、上限値が１０００℃以下でよく、さらに望ましくは上限は９００℃未満でよい。
　冷却速度については、Ｓｎを十分に偏析させるために、５０℃／ｓｅｃ以下とするが、板形状の均一性の維持を考慮すると１５℃／ｓｅｃ未満が好ましい。Ｓｎの粒界偏析の促進の観点からも１５℃／ｓｅｃ未満が好ましい。
　一方、過度な緩冷化は製造性を落とす他、熱延焼鈍板の靭性の低下につながることから、５℃／ｓｅｃ以上が望ましい。また、微細な炭窒化物析出による靭性低下や酸洗性劣化を防ぐ理由から１０℃／ｓｅｃ超が望ましい。本発明においては、１０℃／ｓｅｃ超、１５℃／ｓｅｃ未満が望ましい。
　熱延板焼鈍後の冷間圧延においては、所定の板厚まで圧延される。この際直径が１５０ｍｍ以下のロールを用い、圧下率を６０％以上とする。これは、表層からｔ／４部のＳｎ偏析部に十分なせん断歪を与えるためである。ただし、ロール径が小さすぎると板形状が悪くなるため、ロール径の下限は３０ｍｍが望ましい。また、圧下率の過度な増加はｒ値の低下につながることから、上限は９５％が望ましい。さらに、生産性や加工性を考慮すると、冷延ロール径は、３０～１００ｍｍが望ましく、圧下率は７５～９０％が望ましい。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して、４．０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍処理した後、酸洗し、０．８ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍－酸洗後、調質圧延（伸び率１．０％）を施して製品板とした。熱延条件は、スラブ加熱温度を１１００～１２５０℃、仕上温度を７００～９５０℃、巻取温度を５００℃以下とした。熱延板焼鈍における加熱温度は、鋼成分に応じて焼鈍温度を８５０～１１００℃とし、冷却速度は１１℃／ｓｅｃとした。冷間圧延では、φ６０ｍｍのロールを用いて、圧下率８０％で圧延した。冷延板焼鈍は、鋼成分に応じて再結晶組織となる様に、８００～１０００℃で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　このようにして得られた製品板のリジング特性と、｛１００｝＜０１２＞方位強度を先述した方法で評価した。また、深絞り性の指標であるｒ値を評価した。ここでｒ値は、冷延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１４．４％歪みを付与した後に（１）式および（２）式を用いて平均ｒ値を算出する。
　ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ）　　　　（１）
　ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
　平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４　　　　　（２）
　ここで、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値であり、平均ｒ値が１．５以上あれば十分に加工できる特性である。
　表１から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼は、比較例に比べてリジング特性に優れており、平均ｒ値が１．５以上と高い。一方、比較例は、鋼成分が本発明から外れているため、製品板の｛１００｝＜０１２＞方位強度が本発明外となり、リジング特性でＡランクが得られない他、平均ｒ値が１．５に満たない鋼がある。
　本発明例Ｎｏ．Ａ１～Ａ３について、製造条件を種々変化させた場合の特性を表２に示す。本発明で規定される製造条件から外れる比較例の場合、｛１００｝＜０１２＞方位強度が本発明外となり、リジング性がＡランクとならない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　また、表２に示す鋼に対しては、乾湿繰り返し試験により耐食性を評価した。試験溶液は、硝酸イオンＮＯ3 -：１００ｐｐｍ、硫酸イオンＳＯ4 2-：１０ｐｐｍ、塩化物イオンＣｌ-：１０ｐｐｍ、ｐＨ＝２．５とした。
　外径１５ｍｍ、高さ１００ｍｍ、厚さ、０．８ｍｍの試験管に試験溶液を１０ｍｌ満たし、ここに１ｔ×１５×１００ｍｍ（全面を＃６００エメリー紙にて湿式研磨処理）のサンプルを半浸漬させた。この試験管を８０℃の温浴に入れ、２４時間経過後に完全に乾燥したサンプルをかるく蒸留水で洗浄後、新たに洗浄した試験管に試験溶液を再度満たしてサンプルを再び半浸漬し、８０℃で２４時間保持することを１４サイクル行った。
　本発明の鋼は、いずれも最大腐食深さは５０μｍ以下と良好であった。なお，ＮｉやＣｕを含有する鋼の場合には、最大腐食深さが１５μｍ以下と、耐食性に極めて優れる結果を示した。また、Ｓｎの含有量が本発明の成分範囲から外れる鋼Ｎｏ．Ｂ８は、浸食深さが５０μｍで、発明例に比べて耐食性に劣る。
　なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すればよい。また、冷間圧延においては、圧下率、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すればよい。焼鈍は、必要であれば、水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも、あるいは大気中で焼鈍しても構わない。さらに、最終の調質圧延の伸び率は適宜調整してよく、省略しても構わない。この他、テンションレベラー等による形状矯正を付与してもよい。
　本発明によれば、深絞り性や耐リジング性に代表される成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、特別な設備を付加することなく低コストで製造することが可能となる。その結果、家電製品や輸送用機器、あるいは建築用ステンレス鋼板素材として、供給することができ、産業上の意義は大きい。

Claims (3)

  1. 　質量％で、Ｃｒ：１０～３０％、Ｓｎ：０．００５～１％、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．１％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０００１～０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚をｔとしたとき、表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度が２以上であることを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．５％、Ｎｂ：０．００５～０．５％、Ｚｒ：０．００５～０．５％、Ｖ：０．０１～０．５％、Ｎｉ：０．０１～１％、Ｍｏ：０．１～３．０％、Ｗ：０．１～３．０％、Ｃｕ：０．１～３．０％、Ｂ：０．０００３～０．０１００％、Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｃａ：０．０００１～０．００３％、Ｍｇ：０．０００１～０．００５％、Ｃｏ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００５～０．３％、ＲＥＭ：０．００１～０．２％、Ｇａ：０．０００２～０．３％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
    　熱延板焼鈍工程において、熱延板を８５０℃以上に加熱し、
    　５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として冷却し、
    　冷延工程において、直径が１５０ｍｍ以下のロール径を用い、圧下率６０％以上で圧延する
    ことを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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