WO2019065508A1 - フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 Download PDF

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英尚 川邉
光幸 藤澤
寛 清水
知彦 内野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless hot rolled annealed steel sheet.
  • the present invention relates to a ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet which is excellent in surface properties after bending.
  • Ferritic stainless steels are used in many applications because they are less expensive than austenitic stainless steels that are rich in expensive Ni.
  • stainless steel plates are applied to brackets of automobile parts and the like.
  • Various parts are attached to the bracket material by bolts and welding, etc.
  • thick stainless steel is applied from the viewpoint of securing rigidity, and it may be used by being formed into a member of a predetermined shape by pressing.
  • streaks, wrinkles, rough skin, etc. may occur on the surface of the pressed member. So far, various studies have been made on the material, bending workability, surface properties, etc. of thick stainless steel plates.
  • Patent Document 1 discloses a technique for controlling the crystal orientation of a thick ferritic stainless steel plate for a flange having a plate thickness of 5 mm or more which is not bent but sheared and punched to improve low temperature toughness. It is done.
  • Patent Document 2 discloses a technology for reducing the roughened surface after cylindrical deep drawing processing for a cold rolled annealed sheet with controlled steel components, precipitates and crystal grain size .
  • Patent Document 3 there is a manufacturing method for securing excellent ridging property after 20% strain application by tensile processing in which a material is uniformly deformed about a cold rolled annealed sheet by optimizing austenite amount at the time of hot rolling. It is disclosed.
  • Patent Document 4 as a technique relating to the bending processability of a high strength and high toughness stainless steel plate of two phases of a ferrite phase and a martensite phase or a single phase of a martensitic phase, crack generation at a bending vertex is controlled by shape control of MnS inclusion particles. Techniques for suppressing and improving bendability are disclosed.
  • the hot rolling temperature is 800 ° C.
  • the friction coefficient of the latter three passes is 0.2 or less, and the cumulative rolling reduction of the latter three passes is 50% or more, Low-temperature, low-friction coefficient, obtained by hot-rolling at a high pressure in the latter stage
  • the rolled steel structure non-hot-rolled sheet annealing process in which the metallographic structure obtained by hot rolling under high pressure has accumulated processing strain of unrecrystallized
  • a technique for reducing the wrinkle depth generated on the outside of bending after 90 ° bending with a curvature radius of 2 mm By controlling the ratio of hardness to the hardness of the thickness center portion, there is disclosed a technique for reducing the wrinkle depth generated on the outside of bending after 90 ° bending with a curvature radius of 2 mm.
  • the present invention is intended to provide a ferritic stainless steel hot-rolled and annealed steel sheet which is excellent in surface properties after bending and a method for producing the same.
  • the present inventors have detailed the composition and structure in the production process, the plate surface (rolled surface) regarding the surface properties after bending of a ferritic stainless hot-rolled annealed steel sheet for thick applications. Study was carried out.
  • the components and the manufacturing method are limited, and a plurality of observation positions in the sheet thickness direction
  • the present inventors further studied and completed the present invention.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the rolling direction length of the crystal grains is 1,800 ⁇ m / the number of average grain boundaries in the rolling direction
  • the number of average grain boundaries in the rolling direction is 1,800 ⁇ m in the rolling direction within the observation range at each observation position.
  • the thickness in the thickness direction of the crystal grain is 1000 ⁇ m / the number of average grain boundaries in the thickness direction
  • the number of average grain boundaries in the thickness direction is in the thickness direction within the observation range at each observation position. Five lines of 1000 ⁇ m in length are drawn to make an average of the number of grain boundaries crossing the lines.
  • V 0.01 to 0.10%
  • Zr 0.01 to 0.10%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Mg 0.0005 to 0.0030%
  • Ca 0.0003 to 0.0030%
  • Y 0.01 to 0.20%
  • REM rare earth metal
  • Sn 0.001 to 0.500%
  • Sb 0.001 to 0.500%
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet of the present invention is excellent in surface properties after bending.
  • C 0.001 to 0.025%
  • C is contained excessively, C is localized unevenly in steel with non-uniform size as carbide, and precipitates, and it causes a factor of becoming an expanded grain structure by inhibiting grain size recrystallization grain growth. Decrease the surface quality after processing.
  • the lower the C content the better.
  • the C content is set to 0.025% or less.
  • the C content is preferably 0.010% or less.
  • the excessive reduction in the C content increases the steelmaking cost, so the lower limit of the C content is made 0.001%.
  • the C content is preferably 0.005% or more.
  • Si 0.05 to 0.70%
  • Si contributes to the deoxidation of steel, its effect can not be obtained if the Si content is less than 0.05%. Therefore, the Si content is 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Si content exceeds 0.70%, the steel hardens and adversely affects the bendability. Therefore, the Si content is 0.70% or less.
  • the Si content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.05 to 0.50% Mn contributes to the refinement of the structure and has the effect of obtaining a uniform structure, but when the Mn content is less than 0.05%, the effect can not be obtained. Therefore, the Mn content is 0.05% or more.
  • the Mn content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.25% or more. However, if the content of Mn is excessive, a large amount of MnS is formed and the corrosion resistance is adversely affected, so the Mn content is made 0.50% or less.
  • the Mn content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • P 0.050% or less
  • P segregates at grain boundaries or non-uniformly localized and precipitates in steel with non-uniform size as FeTiP or the like.
  • the content is excessive, P inhibits regular recrystallization grain growth to become a wrought grain structure, and reduces the surface properties after bending. Therefore, the lower the P content, the more preferable.
  • the corrosion resistance is also adversely affected, so the P content is made 0.050% or less.
  • the P content is preferably 0.040% or less.
  • the lower the P content is, the more preferable, and the lower limit is not particularly defined. However, since the excessive reduction of the P content increases the steelmaking cost, it is preferable to set the lower limit of the P content to 0.01%.
  • S 0.01% or less S forms MnS inclusions and adversely affects the corrosion resistance, so the content of S is preferably as small as possible. Therefore, in the present invention, the S content is 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • Cr 10.0 to 18.0% Cr is an element that improves the corrosion resistance, and is an essential element in a ferritic stainless steel sheet. Such an effect is obtained when the Cr content is 10.0% or more, so the Cr content is 10.0% or more.
  • the Cr content is preferably 10.5% or more.
  • the Cr content is 18.0% or less.
  • the Cr content is preferably 15.0% or less, more preferably 13.0% or less.
  • Ni 0.01 to 1.00%
  • Ni is an element useful for improving corrosion resistance and toughness. This effect is obtained by setting the Ni content to 0.01% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.00%, the bendability is adversely affected. Therefore, the Ni content is 1.00% or less.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. Also, the Ni content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element useful as a deoxidizer. This effect is obtained by setting the Al content to 0.001% or more.
  • Al content exceeds 0.10%, Al localizes and precipitates unevenly in the steel at an uneven size in the ferrite grain boundary as Al-based inclusions such as AlN.
  • the upper limit of the Al content is set to 0.10%.
  • the Al content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.040% or less.
  • N 0.001 to 0.025% Since N forms Cr nitride and causes a drop in corrosion resistance, the lower the N content, the more preferable. Therefore, in the present invention, the N content is set to 0.025% or less.
  • the N content is preferably 0.010% or less.
  • the excessive reduction of the N content increases the steelmaking cost, so the lower limit of the N content is set to 0.001%.
  • the N content is preferably 0.003% or more.
  • Ti 0.01 to 0.40%
  • Ti is a carbonitride-forming element and fixes C and N to suppress a drop in corrosion resistance due to sensitization. The above effect is exhibited when Ti is contained 0.01% or more. Therefore, the Ti content is 0.01% or more.
  • the Ti content exceeds 0.40%, Ti is unevenly localized in the steel as non-uniform size as carbides, and precipitates nonuniformly, and inhibits grained recrystallization grain growth and spreads.
  • the upper limit of the Ti content is 0.40% in order to become a factor to become a texture and to reduce the surface properties after bending.
  • the Ti content is preferably 0.30% or less.
  • C, P, Al and Ti are present in the steel as precipitates, and when each is contained in excess, it affects the variation in the degree of elongation of crystal grains in the thickness direction.
  • the reasons for the variation in the degree of elongation are considered as follows.
  • the surface layer is exposed more to the high temperature during hot-rolled heating and annealing during hot-rolled heating than in the center of the sheet thickness, and the precipitate re-melts in the surface layer and is reprecipitated as the temperature of the steel sheet decreases. There are more precipitates than the center of the plate thickness. Since the reprecipitated precipitates are present finely and uniformly, recrystallized grains are likely to be sized.
  • the heating temperature rising rate is slower than that of the plate thickness surface portion, so the low temperature time is long, the re-dissolution of the precipitates is small, and the undissolved precipitates coarsely and unevenly exist locally Therefore, recrystallized grains are difficult to be sized. Therefore, in the surface layer, although the degree of expansion is relatively small, it is difficult to obtain a grained structure at the center of the plate thickness, and the degree of expansion becomes large, and as a result, the degree of expansion of crystal grains in the plate thickness direction The difference between the maximum value and the minimum value is greater than 5.0, which reduces the surface texture after bending.
  • composition of the basic component of the present invention is the composition of the basic component of the present invention, and the balance other than the above-mentioned basic component can be made into Fe and an unavoidable impurity.
  • an optional component one or two of Cu: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Co: 0.01 to 0.50% by mass%. It may contain more than species.
  • Cu 0.01 to 1.00% Cu has the effect of improving the corrosion resistance. On the other hand, excessive Cu content hardens the steel and adversely affects bendability. Therefore, when containing Cu, the Cu content is made 0.01 to 1.00%.
  • the Cu content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.01 to 1.00% Mo has the effect of improving the corrosion resistance. On the other hand, excessive Mo content hardens the steel and adversely affects bendability. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is made 0.01 to 1.00%. When Mo is contained, the Mo content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. Moreover, when it contains Mo, Mo content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Co 0.01 to 0.50%
  • Co has the effect of improving the crevice corrosion resistance.
  • excessive Co content hardens the steel and adversely affects bendability. Therefore, when Co is contained, the Co content is made 0.01 to 0.50%.
  • the Co content is preferably 0.05% or more.
  • the Co content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.10% or less.
  • V 0.01 to 0.10%
  • Zr 0.01 to 0.10%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • B 0.0003 to 0.0030% by mass%.
  • Mg 0.0005 to 0.0030%
  • Ca 0.0003 to 0.0030%
  • Y 0.01 to 0.20%
  • REM rare earth metal
  • Sn One or more selected from 0.001 to 0.500% and Sb: 0.001 to 0.500% can be contained as optional components.
  • V 0.01 to 0.10%
  • V is an element having a high affinity to C and N, and precipitates as carbides or nitrides during hot rolling, and has the effect of reducing the solid solution C and solid solution N in the matrix and improving the formability.
  • excessive V content hardens the steel and adversely affects the bendability. Therefore, when V is contained, the V content is made 0.01 to 0.10%.
  • the V content is preferably 0.02% or more.
  • V content is preferably 0.05% or less.
  • Zr 0.01 to 0.10%
  • Zr is an element having a high affinity to C and N, and precipitates as carbides or nitrides during hot rolling, and has the effect of reducing the solid solution C and solid solution N in the matrix and improving the workability.
  • excessive Zr content hardens the steel and adversely affects the bendability. Therefore, when containing Zr, the Zr content is made 0.01 to 0.10%.
  • the Zr content is preferably 0.02% or more.
  • the Zr content is preferably 0.05% or less.
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Nb is an element having a high affinity to C and N, and precipitates as carbides or nitrides during hot rolling, and has the effect of reducing the solid solution C and solid solution N in the matrix and improving the workability.
  • excessive Nb content hardens the steel and adversely affects bendability. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is made 0.01 to 0.10%.
  • the Nb content is preferably 0.02% or more.
  • the Nb content is preferably 0.05% or less.
  • B 0.0003 to 0.0030%
  • B is an element effective to prevent low temperature secondary processing embrittlement.
  • the B content is made 0.0003 to 0.0030%.
  • the B content is preferably 0.0005% or more.
  • the B content is preferably 0.0020% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0030% Mg forms Mg oxide with Al in molten steel and acts as a deoxidizer.
  • the Mg content is made 0.0005 to 0.0030%.
  • the Mg content is preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0020% or less.
  • Ca 0.0003 to 0.0030%
  • Ca is an element that improves the hot workability.
  • the content of Ca is excessive, the toughness of the steel is lowered and the productivity is lowered, and furthermore, the corrosion resistance is lowered by the precipitation of CaS. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is made 0.0003 to 0.0030%.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less.
  • Y 0.01 to 0.20%
  • Y is an element that reduces the decrease in viscosity of molten steel and improves the degree of cleanliness.
  • the Y content is made 0.01 to 0.20%.
  • the Y content is preferably 0.03% or more.
  • the Y content is preferably 0.10% or less.
  • REM rare earth metal
  • REM an element having an atomic number of 57 to 71 such as La, Ce, Nd
  • the REM content is made 0.01 to 0.10%.
  • the REM content is preferably 0.03% or more.
  • REM content is preferably 0.05% or less.
  • Sn 0.001 to 0.500%
  • Sn is effective for improving the workability by promoting the formation of deformation bands during rolling.
  • the content of Sn is excessive, the effect is saturated and the processability is further reduced. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is set to 0.001 to 0.500%.
  • the Sn content is preferably 0.003% or more.
  • the Sn content is preferably 0.200% or less.
  • Sb 0.001 to 0.500%
  • Sb is effective for improving the processability by promoting the formation of deformation bands during rolling.
  • the Sb content is set to 0.001 to 0.500%.
  • the Sb content is preferably 0.003% or more.
  • the Sb content is preferably 0.200% or less.
  • the component when content of the said arbitrary component is less than a lower limit, the component shall be contained as an unavoidable impurity.
  • the tensile strain is large from the bending neutral axis toward the surface layer side, and a material having a thicker plate thickness than the thin plate material gives a larger tensile strain on the plate surface side.
  • a material with a thicker plate thickness has a larger volume from the surface layer to the center than a thin plate thickness material, and it is strongly affected by the texture in the plate thickness direction at the time of bending.
  • the components and manufacturing method are limited, and the difference between the maximum value and the minimum value of the average grain size in the thickness direction is reduced to 50 ⁇ m or less.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the degree of expansion of crystal grains in the thickness direction is reduced to 5.0 or less, and reduce the variation in crystal grain size in the thickness direction and the variation in shape of crystal grain size.
  • the present inventors have found that it is extremely effective to make the texture uniform in the thickness direction.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average grain size measured by the following measurement method 1 is 50 ⁇ m or less. If the difference exceeds 50 ⁇ m, good surface properties can not be obtained after bending.
  • the lower limit is not particularly limited, and the difference may be 0 ⁇ m.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the degree of elongation of crystal grains is 5 .0 or less. If the above difference exceeds 5.0, good surface properties can not be obtained.
  • the lower limit is not particularly limited, and the difference may be zero.
  • the number of average grain boundaries is determined by drawing five lines of 1800 ⁇ m in length in the rolling direction within the observation range at each observation position, and taking the average of the number of grain boundaries crossing the respective lines.
  • the number of average grain boundaries in the plate thickness direction is determined by drawing five lines of 1000 ⁇ m in length in the plate thickness direction within the observation range at each observation position, and taking the average of the number of grain boundaries crossing each of the five lines. .
  • the observation range (measurement range) at the observation position of the surface layer including the surface is in the rolling direction of 1800 ⁇ m from the surface to 1000 ⁇ m in the plate thickness direction (back surface direction).
  • the observation range at the observation position is in the range of 1800 ⁇ m in the rolling direction to 1000 ⁇ m in the thickness direction (surface direction) from the back surface.
  • the observation range at the other observation positions is: 1800 ⁇ m in the rolling direction In the thickness direction of 1000 ⁇ m.
  • a partial region of the observation range at each observation position may be included in the observation range of another observation position.
  • the number of crystal grains included in the observation range is the number of crystal grains completely included in the observation range (n1) and the number of crystal grains partially included in the observation range (n2). Manually counted and calculated as n1 + (1/2) x n2.
  • measurement method 2 when drawing five lines with a length of 1800 ⁇ m in the rolling direction within the observation range for each observation position, the lines are divided so that the observation range is equally divided into six in the plate thickness direction Also, when drawing five 1000 ⁇ m long lines in the thickness direction within the observation area for each observation position, draw lines so that the observation area is equally divided into six in the rolling direction by each line. Do.
  • Sheet thickness 5.0 mm or more
  • the present invention is an invention for improving the surface properties after bending of a ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet for thick applications.
  • Thin means that the plate thickness is 5.0 mm or more, and particularly, the effect is remarkable when the plate thickness is 7.0 mm or more.
  • the upper limit of plate thickness is not specifically limited, As an example, it is 20.0 mm or less.
  • a method of manufacturing the ferritic stainless hot rolled annealed steel sheet of the present invention will be described.
  • a steel of the above-described composition is melted by a known method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace and the like, and further secondary by a VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) method or an AOD method (Argon Oxygen Decarburization) Do the refining.
  • VOD Vauum Oxygen Decarburization
  • AOD method Aron Oxygen Decarburization
  • hot rolling is performed at a rolling finish temperature of 800 to 950 ° C. so that the plate thickness becomes 5.0 mm or more.
  • the hot-rolled steel plate thus produced is heated to a hot-rolled sheet annealing temperature in a temperature range of 200 ° C. to 700-900 ° C. at a heating rate of 5 to 100 ° C./hour, and in a temperature range of 700-900 ° C.
  • the sheet is subjected to a hot-rolled sheet annealing step in which the hot-rolled sheet annealing is carried out for 50 hours.
  • pickling and surface grinding may be performed to perform descaling treatment to remove scale.
  • Skin pass rolling may be performed on the hot-rolled annealed sheet from which the scale has been removed.
  • the rolling completion temperature, the temperature rising rate at hot-rolled sheet annealing, the annealing temperature and the residence time are appropriately controlled. Therefore, it is necessary to effectively apply rolling strain uniformly to the entire steel plate while suppressing uneven recovery and recrystallization locally generated during rolling as much as possible, and to heat the entire steel plate uniformly without temperature unevenness. .
  • End temperature of rolling 800 to 950 ° C
  • the rolling strain applied by hot rolling is recovered by appropriately controlling the rolling end temperature.
  • the temperature at the end of rolling is in the range of 800 to 950.degree.
  • the end of rolling temperature is in the range of 825 to 925 ° C. More preferably, the temperature at the end of rolling is in the range of 850 to 900.degree.
  • hot-rolled sheet annealing is performed on the cooled hot-rolled steel sheet after completion of the above-mentioned hot rolling step.
  • rolling strain is applied effectively and uniformly from the surface layer portion to the thickness center of the plate thickness, and the recrystallization site is increased, thereby extending the grain size and grain size in hot rolled sheet annealing. Promote uniform organization with less variation in degree.
  • the heating rate to the hot-rolled sheet annealing temperature (soaking temperature) in the temperature range of 200 ° C. to 700 to 900 ° C. after starting heating is 5 to 100 ° C.
  • the temperature rising rate to the hot-rolled sheet annealing temperature is lower than 5 ° C./hour, recrystallization is sufficient, and wrought grains disappear, and uniform shape becomes possible.
  • a part of carbonitride precipitated in the hot rolling process is dissolved again, and a part of recrystallized grains is significantly coarsened due to disappearance of pinning sites, and nonuniform mixing occurs after hot-rolled sheet annealing.
  • the grain structure can not be obtained, and the entire steel sheet can not have a structure having uniform fine grain size.
  • the lower limit of the temperature rising rate is 5 ° C./hour because the productivity is lowered.
  • the heating rate is in the range of 10 to 50 ° C./hour.
  • the temperature rising rate in the region below 200 ° C. may be outside the range of 5 to 100 ° C./hour. This is because in the region below 200 ° C., the influence of the temperature rising rate on the tissue is small.
  • the rolled structure formed in the hot rolling step is recrystallized.
  • rolling strain is applied effectively and uniformly from the surface layer portion to the thickness center of the plate thickness, and the recrystallization site is increased, thereby extending the grain size and grain size in hot rolled sheet annealing. Promote uniform organization with less variation in degree. In order to obtain this effect, it is necessary to retain the hot rolled steel sheet in the temperature range of 700 to 900 ° C.
  • the residence temperature is less than 700 ° C., recrystallization is insufficient, and a finely divided grain structure is partially recovered or recrystallized on the thickness surface side, but wrought grains in which recrystallization is insufficient at the center of the thickness It becomes a structure
  • the residence temperature exceeds 900 ° C., recrystallization will occur sufficiently, and wrought grains will disappear, making it possible to make the shape uniform.
  • the retention temperature of the hot-rolled steel sheet is in the range of 700 to 900 ° C. in order to ensure the uniformity of the entire structure from the surface layer portion to the thickness center.
  • the residence temperature is in the range of 750-850.degree.
  • the retention time is also important in order to ensure the uniformity of the entire structure from the surface layer to the thickness center, and to obtain a uniform structure
  • the residence time in the predetermined residence temperature range at the time of hot-rolled sheet annealing needs to be 1 to 50 hours.
  • the residence time is shorter than 1 hour, the temperature unevenness in the thickness surface layer and the thickness center becomes large, the recrystallization behavior differs in the thickness direction, and recrystallization proceeds sufficiently in the thickness surface, and fine alignment Although the grain structure is formed, the heat input is insufficient at the central portion of the plate thickness and recrystallization is insufficient, resulting in a partially recovered or recrystallized coarse wrought grain structure, and a predetermined predetermined texture in the plate thickness direction. I can not get it. On the other hand, when the residence time exceeds 50 hours, sufficient recrystallization occurs, and the wrought grains disappear and the shape can be made uniform.
  • the residence time is in the range of 5 to 30 hours.
  • a time in the temperature range of 700 to 900 ° C. is included in this residence time.
  • the residence time in the temperature range of 700 to 900 ° C. is the temperature rising time from 700 ° C. to the hot-rolled sheet annealing temperature
  • the holding time at the strip annealing temperature (soaking time) and the time during temperature decrease from the hot strip annealing temperature to 700 ° C. are included.
  • the temperature at the time of hot rolling and hot-rolled sheet annealing uses the steel plate surface temperature measured in a noncontact manner by a radiation thermometer with an emissivity of 0.8.
  • the obtained hot-rolled and annealed steel sheet may be subjected to a descaling treatment by shot blasting or acid washing, if necessary. Furthermore, in order to improve the surface quality, grinding, polishing or the like may be performed. In addition, the hot-rolled and annealed steel sheet provided by the present invention may then be subjected to cold rolling and cold rolled sheet annealing.
  • the ferritic stainless steel hot-rolled annealed steel sheet of the present invention is suitable for use where bending is applied.
  • the thickness of the steel plate is 5.0 mm or more.
  • the thickness of the steel plate is not particularly limited, but may be, for example, 20.0 mm or less, and 15.0 mm or less.
  • the steels having the component compositions shown in Table 1 were melted in a small vacuum melting furnace and made into 50 kg steel ingots. These steel ingots were subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2 (hot rolling step).
  • the steel ingot heating temperature at the time of hot rolling was 1100 ° C., and the heat holding time was 30 minutes.
  • hot-rolled sheet annealing was performed on these hot-rolled steel sheets under the conditions shown in Table 2 (hot-rolled sheet annealing step).
  • Test pieces were collected from each of the hot-rolled and annealed steel sheets obtained as described above, and the structure and surface properties after bending were evaluated.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the average grain size at each observation position is determined.
  • draw five lines of 1800 ⁇ m in the observation range so as to equally divide the observation range into six in the plate thickness direction, and roll the observation range of 1000 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • the average number of grain boundaries crossing each line is the number of average grain boundaries in the plate thickness direction, the rolling direction length of the crystal grains (1800 ⁇ m / number of average grain boundaries in the rolling direction) and the thickness direction thickness of the grain Determine the average grain size of 1000 ⁇ m / thickness direction) and calculate as the degree of elongation (rolling direction length of crystal grain / thickness direction thickness of grain), maximum value of the elongation degree at each observation position And the difference between the minimum and the minimum.
  • the bending test was performed by the bending method according to JIS 2248: 2006 metal material bending test method.
  • the test piece dimensions are plate thickness ⁇ 40 mm ⁇ 200 mm, and the rolling perpendicular direction (C direction) is the test piece length.
  • the bending radius is 20 mm and the bending angle is 120 °.
  • the surface properties were measured using a one-shot 3D measuring microscope VR-3100 manufactured by Keyence, and the roughness curve in the direction perpendicular to the bending ridge was measured to determine the maximum height Rz.
  • the measuring length is 2.0 cm, and the measuring position is ⁇ 1.0 cm around the bending apex.
  • the steels of the present invention all have excellent surface properties after bending.
  • the comparative steel outside the scope of the present invention was inferior in the surface quality after bending.

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Abstract

曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２５％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．０～１８．０％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０２５％、Ｔｉ：０．０１～０．４０％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であり、板厚が５．０ｍｍ以上であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板とする。

Description

フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
　本発明は、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に関する。特に、本発明は、曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板に関する。
　フェライト系ステンレス鋼は、高価なＮｉを多く含む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、多くの用途に使用されている。例えば自動車部品のブラケットなどにステンレス鋼板が適用されている。ブラケット材には様々な部品がボルトおよび溶接などで取り付けられ、剛性確保の観点から板厚の厚いステンレス鋼が適用され、プレス加工により所定の形状の部材に成形されて使用される場合がある。しかしながら、プレス加工後の部材の表面に、筋状模様、しわ、肌荒れ、などが発生することがあるという外観上の問題がある。これまでも厚物ステンレス鋼板に関して、材質、曲げ加工性、および表面性状などについて種々の検討がなされている。
　厚物に関する技術として、例えば特許文献１では、曲げ加工ではなく、せん断、打ち抜き加工される板厚５ｍｍ以上のフランジ用厚手フェライト系ステンレス鋼板の結晶方位を制御し、低温靱性を向上させる技術が開示されている。加工後の表面性状に関する技術として、例えば特許文献２では、鋼成分、析出物、結晶粒径を制御した冷延焼鈍板について、円筒深絞り加工後の加工肌荒れを低減する技術が開示されている。また特許文献３では、熱間圧延時のオーステナイト量を最適化することにより冷延焼鈍板について、均一に材料が変形する引張加工による２０％の歪付与後に優れたリジング性を確保する製造方法が開示されている。特許文献４では、フェライト相とマルテンサイト相の２相ないしマルテンサイト単相の高強度高靱性ステンレス鋼板の曲げ加工性に関する技術として、ＭｎＳ系介在物粒子の形態制御により曲げ頂点での割れ発生を抑制し、曲げ性を向上する技術が開示されている。曲げ加工後のしわ深さに関する技術として、特許文献５では、熱間圧延温度８００℃以下、後段３パスの摩擦係数を０．２以下、後段３パスの累積圧下率を５０％以上の、すなわち低温、低摩擦係数、後段強圧下で熱間圧延して得られる金属組織が未再結晶の加工歪が蓄積した圧延加工組織熱延鋼板（熱延板焼鈍工程なし）について板厚表層部の硬さと板厚中心部の硬さとの硬さの比を制御することにより、曲率半径２ｍｍとする９０°曲げ後、曲げ外側に発生するしわ深さを少なくする技術が開示されている。
特許第５９０８９３６号公報 特許第５３０７１７０号公報 特許第３２４１１１４号公報 特許第３５１０７８７号公報 特開２００１－１８１７９８号公報
　従来のブラケットなどの厚物用途のフェライト系ステンレス鋼板では、プレス加工後において、良好な表面性状が得られない場合がある。上述のような用途においては、従来の特許文献１に開示の技術で対処することは難しく、曲げ加工後に優れた表面性状を確保できないことが懸念される。特許文献２に開示の技術、特許文献３または特許文献４に開示の技術でも対処することは難しく、曲げ加工後の表面性状の改善を検討していない。特許文献５に開示の技術でも、板厚の影響が大きい曲げ加工時、再結晶組織である厚物の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に関する知見を得ることはできない。
　本発明は、曲げ加工後の表面性状に優れるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法を提供しようとするものである。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、厚物用途のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状に関して、成分および製造過程における組織、板表面（圧延面）の詳細な検討を行った。その結果、例えば５．０ｍｍ以上の厚物のフェライト系ステンレス鋼板の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に対しては、成分および製造方法を限定し、板厚方向の複数の観察位置で平均結晶粒径を測定したときの平均結晶粒径の最大値と最小値の差を低減し、かつ板厚方向の結晶粒の展伸度（＝結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）の最大値と最小値の差を低減し、均一な組織することが極めて有効であることを知見した。
　本発明者らはさらに検討を重ね、本発明を完成した。本発明の要旨は次のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．００１～０．０２５％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：０．０５～０．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０．０～１８．０％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０２５％、Ｔｉ：０．０１～０．４０％、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、下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
（測定方法１）
　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
（測定方法２）
　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度とし、その最大値と最小値の差を求める。
ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。
　［２］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有する、［１］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
　［３］前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］又は［２］に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
　［４］［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、圧延終了温度８００～９５０℃で熱間圧延を行い熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、該熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、昇温速度５～１００℃／時間で２００℃から７００～９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００～９００℃の温度範囲に１～５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、曲げ加工後の表面性状に優れる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　まず、本発明においてフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の成分組成を上記した範囲に限定した理由について説明する。成分組成に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
　Ｃ：０．００１～０．０２５％
　Ｃを過剰に含有すると、Ｃは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。Ｃ含有量は低いほど好ましく、本発明では、Ｃ含有量を０．０２５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、過度のＣ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｃ含有量の下限を０．００１％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓｉ：０．０５～０．７０％
　Ｓｉは鋼の脱酸に寄与するが、Ｓｉ含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない。よって、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると鋼が硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。よってＳｉ含有量は０．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０５～０．５０％
　Ｍｎは、組織微細化に寄与し、均一な組織を得る効果を有するが、Ｍｎ含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない。よって、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。しかし、Ｍｎを過剰に含有するとＭｎＳが多量に形成し、耐食性に悪影響があるため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、粒界にＰが偏析したり、ＦｅＴｉＰなどとして不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出する。その結果、Ｐは、含有量が過剰になると、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。このため、Ｐ含有量は低いほど好ましい。さらに、Ｐ含有量が過剰になると耐食性にも悪影響を及ぼすため、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。Ｐ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しないが、過度のＰ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｐ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳ介在物を形成し、耐食性に悪影響を及ぼすため、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。そこで、本発明では、Ｓ含有量を０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。Ｓ含有量は低いほど好ましく、下限は特に規定しないが、過度のＳ含有量低減は製鋼コストが増加するため、Ｓ含有量の下限を０．０００３％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：１０．０～１８．０％
　Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、フェライト系ステンレス鋼板では不可欠の元素である。このような効果はＣｒ含有量１０．０％以上で得られるため、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。一方、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、伸びが顕著に低下する。よって、Ｃｒ含有量は１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１５．０％以下が好ましく、より好ましくは１３．０％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは、耐食性および靱性の向上に有用な元素である。この効果は、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることで得られる。一方で、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、曲げ性に悪影響を及ぼす。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０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．６０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ａｌ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌは、ＡｌＮなどＡｌ系介在物としてフェライト粒界に不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出する。その結果、Ａｌは、含有量が過剰な場合、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。そこで、Ａｌ含有量の上限を０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．０２５％
　ＮはＣｒ窒化物を形成し耐食性の低下の原因となるため、Ｎ含有量は低いほど好ましい。そこで、本発明では、Ｎ含有量を０．０２５％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。一方、Ｎ含有量の過度の低減は製鋼コストが増加するため、Ｎ含有量の下限を０．００１％とした。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
　Ｔｉ：０．０１～０．４０％
　Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、Ｃ、Ｎを固定し、鋭敏化に起因する耐食性の低下を抑制する。上記効果はＴｉを０．０１％以上含有すると発揮される。よって、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．４０％を超えると、Ｔｉは、炭化物として不均一なサイズで鋼中に不均一に局在して析出し、整粒な再結晶粒成長を阻害し展伸粒組織となる要因となり、曲げ加工後の表面性状を低下させるため、Ｔｉ含有量の上限を０．４０％とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。
　Ｃ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉは析出物として鋼中に存在し、それぞれ過剰に含有すると、板厚方向の結晶粒の展伸度のばらつきに影響をおよぼす。展伸度のばらつきを生じる理由は以下のとおりと考えられる。板厚中心部より板厚表層部のほうが、熱延加熱時、熱延板焼鈍時に高温にさらされる時間が長く、板厚表層部では析出物が再溶解し、鋼板温度の低下にともない再析出する析出物が板厚中心部より多い。再析出した析出物は微細均一に存在するため、再結晶粒は整粒になりやすい。一方、板厚中心部では、板厚表層部より加熱昇温速度は遅いため低温の時間が長く、析出物の再溶解が少なく、未固溶の析出物が粗大に不均一に局所的に存在するため、再結晶粒は整粒になりにくい。したがって表層では、比較的、展伸度が小さくなるが、板厚中心部では整粒組織を得ることが困難となり、展伸度が大きくなり、結果として板厚方向の結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０より大きくなり、曲げ加工後の表面性状を低下させる。
　以上が本発明の基本成分の組成であり、上記基本成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすることができる。本発明ではさらに、任意成分として、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％の１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＣｕを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１～１．００％とする。Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは耐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１～１．００％とする。Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。また、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．５０％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がある。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼を硬質化して曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１～０．５０％とする。Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上である。また、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は、好ましくは０．３０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
　さらに、質量％で、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｚｒ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％およびＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．５００％およびＳｂ：０．００１～０．５００％のうちから選んだ１種または２種以上を任意成分として含有することができる。
　Ｖ：０．０１～０．１０％
　Ｖは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは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。一方、過剰にＶを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０１～０．１０％とする。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．１０％
　Ｚｒは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは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。一方、過剰にＺｒを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１～０．１０％とする。Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　Ｎｂは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは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。一方、過剰にＮｂを含有すると、鋼を硬質化し、曲げ性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．０１～０．１０％とする。Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上である。また、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
　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。一方、過剰にＢを含有すると熱間加工性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％
　Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると鋼の靱性が低下して製造性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．００３０％とする。Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
　Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有すると鋼の靱性が低下して製造性が低下するとともに、さらに、ＣａＳの析出により耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３～０．００３０％とする。Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。また、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｙ：０．０１～０．２０％
　Ｙは、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１～０．２０％とする。Ｙを含有する場合、Ｙ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。また、Ｙを含有する場合、Ｙ含有量は、好ましくは０．１０％以下である。
　ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％
　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元素である。一方、過剰にＲＥＭを含有するとその効果は飽和し、さらに、熱間圧延の際に表面欠陥が生じ、製造性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１～０．１０％とする。ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。また、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０５％以下である。
　Ｓｎ：０．００１～０．５００％
　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的である。一方、過剰にＳｎを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．００１～０．５００％とする。Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。また、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．２００％以下である。
　Ｓｂ：０．００１～０．５００％
　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的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに加工性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．００１～０．５００％とする。Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。また、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．２００％以下である。
　また、上記任意成分の含有量が下限値未満の場合、その成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
　曲げ加工では、曲げ中立軸から表層側に向かって引張歪は大きく、板厚の薄い材料より板厚の厚い材料のほうが板厚表層側で大きな引張歪が付与される。また板厚の薄い材料より板厚の厚い材料のほうが、表層から中心までの体積が大きく、曲げ加工時、板厚方向の組織の影響を強く受けるため、板厚５．０ｍｍ以上の厚物のフェライト系ステンレス鋼板の熱延焼鈍板の曲げ加工後の表面性状向上に対しては、組織の均一性を確保することが重要である。
　フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状を向上するには、成分、かつ製造方法を限定し、板厚方向の平均結晶粒径の最大値と最小値の差を５０μｍ以下に低減し、板厚方向の結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差を５．０以下に低減し、板厚方向の結晶粒径のばらつき、かつ結晶粒径の形状のばらつきを低減し、板厚方向に均一な組織とすることが極めて有効であることを本発明者らは知見した。
　平均結晶粒径の最大値と最小値の差
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下である。上記差が５０μｍを超えると曲げ加工後に良好な表面性状が得られない。下限は特に限定されず上記差は０μｍでもよい。
（測定方法１）
　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
　結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下である。上記差が５．０を超えると良好な表面性状が得られない。下限は特に限定されず上記差は０でもよい。
（測定方法２）
　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度（展伸度＝結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）とし、その最大値と最小値の差を求める。
ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数（結晶粒の圧延方向長さ＝１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数）であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。また、前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数（結晶粒の板厚方向厚さ＝１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数）であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記５本の各線を横切る粒界の数の平均とする。
　なお、測定方法１、測定方法２において、表面含む表層の観察位置における観察範囲（測定範囲）は、圧延方向１８００μｍ×表面から板厚方向（裏面方向）に１０００μｍの範囲であり、裏面含む表層の観察位置における観察範囲は、圧延方向１８００μｍ×裏面から板厚方向（表面方向）に１０００μｍの範囲であり、その他の観察位置における観察範囲は、圧延方向１８００μｍ×板厚各面の観察位置を中央とした板厚方向１０００μｍの範囲である。また、各観察位置における観察範囲の一部の領域が、他の観察位置の観察範囲に含まれてもよい。
　また、測定方法１において、観察範囲に含まれる結晶粒の個数は、観察範囲に完全に含まれる結晶粒の個数（ｎ１）と、観察範囲に一部が含まれる結晶粒の個数（ｎ２）を手動で数え、ｎ１＋（１／２）×ｎ２として算出した。
　また、測定方法２において、観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引く際には、前記各線により観察範囲を板厚方向に６等分するように線を引き、また、観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引く際には、前記各線により観察範囲を圧延方向に６等分するように線を引くようにする。
　板厚：５．０ｍｍ以上
　本発明は、厚物用途のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の曲げ加工後の表面性状を改善する発明である。「厚物」とは板厚が５．０ｍｍ以上であり、特に、板厚が７．０ｍｍ以上の場合に、効果が顕著である。板厚の上限は特に限定されないが、一例として２０．０ｍｍ以下である。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法について説明する。
　まずは、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）法あるいはＡＯＤ法（Ａｒｇｏｎ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）等にて二次精錬を行う。その後連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（スラブ）とする。このスラブを、１０５０～１１５０℃で１～２４時間加熱するか、あるいは高温のスラブを直接、熱間圧延工程に供する。熱間圧延工程において、圧延終了温度８００～９５０℃の条件で、板厚５．０ｍｍ以上になるように熱間圧延する。こうして作製した熱延鋼板を、昇温速度５～１００℃／時間で２００℃から７００～９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００～９００℃の温度範囲に１～５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う熱延板焼鈍工程に供する。熱延板焼鈍工程後には酸洗、表面研削を行い、スケールを除去する脱スケール処理を行ってもよい。スケールを除去した熱延焼鈍板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
　熱延板焼鈍後に所定のばらつきの少ない結晶粒径かつ結晶粒の展伸度を得るためには、圧延終了温度、熱延板焼鈍時の昇温速度、焼鈍温度および滞留時間を適切に制御することによって、圧延中に局所的に発生する不均一な回復、再結晶を極力抑制しつつ、圧延ひずみを効果的に鋼板全体に均一に付与し、鋼板全体均一に温度ムラなく加熱する必要がある。
　圧延終了温度：８００～９５０℃
　熱延板焼鈍後に所定の結晶粒径かつ結晶粒の展伸度ばらつきの少ない組織を得るためには、圧延終了温度を適切に制御することによって、熱間圧延によって付与される圧延ひずみが回復によって解消されることを防ぎつつ、特に板厚表層部から板厚中心まで圧延ひずみを効果的に均一に付与し、十分な再結晶サイトを鋼板全体に均一に導入する必要がある。
　圧延終了温度が９５０℃を超えると、圧延時の変形抵抗が低下することにともない、表層に圧延時のせん断変形によるせん断歪が導入されやすくなり板厚方向に均一に歪を付与することが困難となる。また、圧延によって付与したひずみの急速な回復や一部再結晶が生じて、板厚表層部から板厚中心まで圧延ひずみが効果的に均一に付与されず、次工程の熱延板焼鈍後における再結晶サイトが不足したり、または熱延板焼鈍でひずみの回復および再結晶のタイミングにばらつきが生じるため、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、所定の結晶粒径かつ結晶粒の展伸度ばらつきの少ない組織を得ることができない。圧延終了温度は低いほうが好ましく、圧延終了温度を低くすることで、変形抵抗が高くなり、表層におけるせん断変形が起こりにくくなり、板厚方向に均一に歪が蓄積可能となり、次工程の熱延板焼鈍後に均一な再結晶組織が得られる。しかしながら、圧延終了温度を８００℃未満に過度に低温化すると、鋼板温度の低下に伴って圧延荷重が著しく上昇するため製造上好ましくなく、鋼板表面の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、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するには、圧延終了温度は８００～９５０℃の範囲とする。好ましくは、圧延終了温度は８２５～９２５℃の範囲とする。より好ましくは、圧延終了温度は８５０～９００℃の範囲とする。
　昇温速度：５～１００℃／時間
　本発明では上記熱間圧延工程終了後、冷却された熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍を行う。本発明では熱間圧延工程において板厚表層部から板厚中心まで効果的に均一に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍における結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織化を促進させる。この効果を得るためには熱延板焼鈍工程において、加熱開始後、２００℃から７００～９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度（均熱温度）までの昇温速度を５～１００℃／時間の範囲とする必要がある。前記熱延板焼鈍温度までの昇温速度が１００℃／時間を超えると、板厚表層部と板厚中心部での温度ムラが大きくなり、板厚方向で再結晶挙動が異なり、板厚表層では再結晶が十分進行し、微細整粒組織となるが、板厚中心部では入熱が不足し再結晶が不十分なため、部分的に回復または再結晶した粗大な展伸粒組織となり板厚方向に均一な所定の組織を得ることができない。一方、前記熱延板焼鈍温度までの昇温速度が５℃／時間より遅い場合、十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。しかしながら、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化し、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体を均一微細な結晶粒径を有する組織とすることができない。また、生産性が低下するため前記昇温速度の下限は５℃／時間とする。好ましくは、前記昇温速度は１０～５０℃／時間の範囲である。なお、本発明において、２００℃未満の領域での昇温速度は５～１００℃／時間の範囲外であっても良い。これは２００℃未満の領域では組織におよぼす昇温速度の影響が小さいからである。
　７００～９００℃の温度範囲に１～５０時間滞留
　本発明では、熱延板焼鈍工程において、熱間圧延工程で形成させた圧延加工組織を再結晶させる。本発明では熱間圧延工程において板厚表層部から板厚中心まで効果的に均一に圧延ひずみを付与し、再結晶サイトを増加させることによって熱延板焼鈍における結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織化を促進させる。この効果を得るためには熱延鋼板を７００～９００℃の温度範囲に滞留させる必要がある。滞留温度が７００℃未満では再結晶が不十分となり、板厚表層側では部分的に回復または再結晶した微細な整粒組織となるが、板厚中心部では再結晶が不十分な展伸粒組織となり結晶粒径および結晶粒の展伸度においてばらつきの少ない均一組織を得ることができない。一方、滞留温度が９００℃を超えると、十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。一方で、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化し、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体を均一微細な結晶粒径を有する組織とすることができない。そのため、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するには、熱延鋼板の滞留温度は７００～９００℃の範囲とする。好ましくは、滞留温度は７５０～８５０℃の範囲である。
　また、板厚表層部から板厚中心まで全体の組織の均一性を確保するためには、熱延鋼板の滞留温度範囲に加えて、滞留する時間も重要であり、均一組織を得るためには熱延板焼鈍時の所定の滞留温度範囲での滞留時間を１～５０時間とする必要がある。前記滞留時間が１時間より短いと、板厚表層部と板厚中心部での温度ムラが大きくなり、板厚方向で再結晶挙動が異なり、板厚表層では再結晶が十分進行し、微細整粒組織となるが、板厚中心部では入熱が不足し再結晶が不十分なため、部分的に回復または再結晶した粗大な展伸粒組織となり、板厚方向に均一な所定の組織を得ることができない。一方、前記滞留時間が５０時間を超えると十分再結晶し、展伸粒はなくなり形状の均一化は可能となる。一方、熱間圧延工程で析出した炭窒化物の一部が再固溶し、ピン止めサイトが消失したことにともない再結晶粒の一部が著しく粗大化、熱延板焼鈍後に不均一な混粒組織となり、鋼板全体が均一微細な結晶粒径を有する組織を得ることができない。好ましくは、前記滞留時間は５～３０時間の範囲である。なお、均熱前の昇温中、均熱後の冷却中であっても、７００～９００℃の温度範囲にある時間はこの滞留時間に含める。すなわち、熱延板焼鈍温度が７００～９００℃の温度範囲の場合には、７００～９００℃の温度範囲の滞留時間は、７００℃～熱延板焼鈍温度までの昇温中の時間と、熱延板焼鈍温度での保持時間（均熱時間）と、熱延板焼鈍温度から７００℃までの降温中の時間を含む。また、熱延板焼鈍後の７００℃未満の冷却段階の冷却速度には制限を設けない。
　熱間圧延および熱延板焼鈍時の温度は放射率０．８の放射温度計により非接触で測定した鋼板表面温度を用いている。
　得られた熱延焼鈍鋼板には、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、本発明が提供する熱延焼鈍鋼板はその後、冷間圧延および冷延板焼鈍を行ってもよい。
　本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、曲げ加工が施される使途に好適である。鋼板の板厚は５．０ｍｍ以上である。また、鋼板の板厚は、特に限定しないが、例えば２０．０ｍｍ以下とすることができ、１５．０ｍｍ以下とすることができる。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
　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、小型真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇの鋼塊とした。これらの鋼塊に、表２に示す条件で熱間圧延を行った（熱間圧延工程）。熱間圧延時の鋼塊加熱温度は１１００℃、加熱保持時間は３０分とした。ついで、これらの熱延鋼板に対して表２に示す条件で熱延板焼鈍を施した（熱延板焼鈍工程）。
　上記のようにして得られた各熱延焼鈍鋼板から試験片を採取し、組織および曲げ加工後の表面性状を評価した。
　（１）組織評価
　圧延方向が長手となるように板厚×１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を採取し、王水エッチングにより結晶粒界を現出させ、圧延方向に平行なＬ断面観察を実施した。板厚方向の観察位置は圧延面を含む表面表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、圧延面を含む裏面表層の９か所である。平均結晶粒径および結晶粒の展伸度を測定した観察範囲は圧延方向１８００μｍ、板厚方向１０００μｍの面積範囲である。平均結晶粒径は観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根、すなわち平均結晶粒径＝（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２として算出し、各観察位置の平均結晶粒径の最大値と最小値の差を求めている。結晶粒の展伸度は、観察範囲内で圧延方向に、１８００μｍの線を観察範囲を板厚方向に６等分するように５本引き、板厚方向に、１０００μｍの線を観察範囲を圧延方向に６等分するように５本引き、圧延方向に引いた前記５本の各線を横切る粒界の数の平均を圧延方向の平均粒界の数、板厚方向に引いた前記５本の各線を横切る粒界の数の平均を板厚方向の平均粒界の数とし、結晶粒の圧延方向長さ（１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数）と結晶粒の板厚方向厚さ（１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数）を求め、展伸度（結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さ）として算出し、各観察位置の展伸度の最大値と最小値の差を求めている。
　（２）曲げ加工後の表面性状評価
　曲げ試験はＪＩＳ２２４８：２００６金属材料曲げ試験方法に準拠し、押曲げ法にて行った。試験片寸法は板厚×４０ｍｍ×２００ｍｍ、圧延直角方向（Ｃ方向）が試験片長手である。曲げ半径は２０ｍｍ、曲げ角度は１２０°である。表面性状はＪＩＳ　Ｂ　０６０１－２００１に準拠し、キーエンス製のワンショット３Ｄ測定マイクロスコープＶＲ－３１００を用い、曲げ稜線直角方向の粗度曲線を測定し、最大高さＲｚを求めた。測定長は２．０ｃｍ、測定場所は曲げ頂点を中心に±１．０ｃｍである。曲げ稜線直角方向の粗度曲線の最大高さＲｚが１００μｍ以下の場合を曲げ加工後の表面性状性良好「○」と判定した。最大高さＲｚが１００μｍ超えの場合を曲げ加工後の表面性状性不良「×」と判定した。結果を表２「曲げ加工後の表面性状」欄に示す。
　表２に示すとおり、本発明鋼はいずれも優れた曲げ加工後の表面性状を有している。これに対し、本発明範囲外の比較鋼は曲げ加工後の表面性状が劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００１～０．０２５％、
    Ｓｉ：０．０５～０．７０％、
    Ｍｎ：０．０５～０．５０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：１０．０～１８．０％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ａｌ：０．００１～０．１０％、
    Ｎ：０．００１～０．０２５％、
    Ｔｉ：０．０１～０．４０％、
    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、
    下記の測定方法１で測定した平均結晶粒径の最大値と最小値の差が５０μｍ以下であり、
    下記の測定方法２で測定した結晶粒の展伸度の最大値と最小値の差が５．０以下であり、板厚が５．０ｍｍ以上である、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
    （測定方法１）
    　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
    そして、前記各観察位置において、観察範囲の面積／観察範囲に含まれる結晶粒の個数の平方根（（１８００×１０００／観察範囲に含まれる結晶粒の個数）１／２）を算出し、これを前記各観察位置における平均結晶粒径とし、その最大値と最小値の差を求める。
    （測定方法２）
    　表面含む表層、板厚１／８面の位置、板厚２／８面の位置、板厚３／８面の位置、板厚４／８面の位置、板厚５／８面の位置、板厚６／８面の位置、板厚７／８面の位置、裏面含む表層の９か所の観察位置で、圧延方向に沿った板厚断面を観察面とし、観察範囲を圧延方向１８００μｍ×板厚方向１０００μｍとする。
    そして、前記各観察位置において、結晶粒の圧延方向長さ／結晶粒の板厚方向厚さを算出し、これを前記各観察位置における展伸度とし、その最大値と最小値の差を求める。
    ここで、前記結晶粒の圧延方向長さは、１８００μｍ／圧延方向の平均粒界の数であり、前記圧延方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で圧延方向に１８００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。前記結晶粒の板厚方向厚さは、１０００μｍ／板厚方向の平均粒界の数であり、前記板厚方向の平均粒界の数は、上記観察位置ごとに観察範囲内で板厚方向に１０００μｍの長さの線を５本引き、前記各線を横切る粒界の数の平均とする。
  2. 　前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    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熱延焼鈍鋼板。
  3. 　前記成分組成に加えて、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．０１～０．１０％、
    Ｚｒ：０．０１～０．１０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００３０％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｙ：０．０１～０．２０％、
    ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
    Ｓｎ：０．００１～０．５００％
    およびＳｂ：０．００１～０．５００％のうちから選んだ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熱延焼鈍鋼板。
  4. 　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熱延焼鈍鋼板の製造方法であって、
    圧延終了温度８００～９５０℃で熱間圧延を行い熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    該熱間圧延工程後の熱延鋼板に対して、昇温速度５～１００℃／時間で２００℃から７００～９００℃の温度範囲の熱延板焼鈍温度まで加熱し、かつ、７００～９００℃の温度範囲に１～５０時間滞留する熱延板焼鈍を行う熱延板焼鈍工程と、を有する、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
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