WO2019188094A1 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2019188094A1
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ferritic stainless
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篤史 田口
石丸　詠一朗
唯志 小森
木村　謙
眞市 田村
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日鉄ステンレス株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet and a method for producing the same, and more particularly, to a ferritic stainless steel sheet having excellent formability during forming and resistance to roughened workability, and a method for producing the same.
  • SUS304 (18Cr-8Ni), which is a representative steel type of austenitic stainless steel, is widely used in home appliances, kitchen products, building materials and the like because of its excellent corrosion resistance, workability, and beauty.
  • SUS304 has a large amount of expensive Ni with high price fluctuation, it is said that the price of the steel sheet is high.
  • ferritic stainless steel does not contain Ni or has a very low content, and therefore demand is increasing as a material with excellent cost performance.
  • the problems are the molding limit and the deterioration of the rough surface due to the formation of surface irregularities after molding.
  • the austenitic stainless steel is excellent in the overhanging property, but the overhanging property of the ferritic stainless steel is low and the shape cannot be changed greatly.
  • deep drawability can be controlled by adjusting the crystal orientation (texture)
  • a forming method mainly using deep drawing is often used.
  • surface irregularities refers to fine irregularities (skin roughness) that occur on the surface of a steel sheet after processing or forming, and these fine irregularities correspond to crystal grains. Surface irregularities are also noticeable.
  • austenitic stainless steel a steel sheet having a crystal grain size number of about 10 is manufactured because it is excellent in work hardening characteristics and relatively easy to produce a fine grain structure. For this reason, the surface irregularities (skin roughness) after molding are small and hardly cause a problem.
  • the grain size of ferritic stainless steel is about 9 for SUS430 and about 7 for SUS430LX, which is smaller than that of austenitic stainless steel.
  • a small particle size number indicates that the crystal grain size is large.
  • ferritic stainless steel tends to have a large recrystallized grain size and, like SUS430LX, reduces C and N to improve workability and formability. This is because the high-purity ferritic stainless steel that has been improved easily grows. Further, in ferritic stainless steel, even when a product plate having a fine crystal grain size is manufactured by increasing the number of cold rolling, rough skin may be generated, and the cause is not necessarily clear.
  • ferritic stainless steel When relatively strict formability is required, such as a housing or container of home appliances, a high purity ferritic stainless steel such as SUS430LX is often used as the ferritic stainless steel.
  • the thickness of the stainless steel plate used is 0.6 mm or more in most cases.
  • ferritic stainless steel has a large crystal grain size, so The surface roughness of the surface is large, and surface irregularities are usually removed by polishing.
  • Patent Document 1 discloses a ferritic stainless steel excellent in formability with less roughened working surface by controlling the size and crystal grain size of precipitated particles using high purity ferritic stainless steel and a method for producing the same. Yes.
  • Patent Document 1 although a steel sheet having a small crystal grain size is obtained, the deep drawability at the time of molding is not sufficient, and the rough surface after molding tends to occur despite the small crystal grain size. There was a problem.
  • Patent Document 2 in ferritic stainless steel containing Ti and Nb, hot rolling is performed at a low temperature, and a fine grain is obtained by taking a high cold rolling rate, which is excellent in rough skin resistance at the time of molding.
  • a technique for producing stainless steel is disclosed. According to such a technique, the stainless steel of Patent Document 2 has a crystal grain size number of 9.5 and a fine-grained structure, but the skin roughness after cup drawing is not always sufficient.
  • Patent Document 3 discloses a ferritic stainless steel excellent in deep drawability, ridging properties and skin roughness resistance by controlling the crystal grain size before final cold rolling of steel having a component composition containing Nb and / or Ti. Is disclosed. However, in Patent Document 3, the crystal grain size of the final product is 15 ⁇ m (crystal grain size number: 9.1), and the rough skin property is insufficient.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and provides a ferritic stainless steel sheet excellent in forming workability and resistance to roughening after forming, and a method for producing the same.
  • Crystal grain size and amount of strain are known as factors affecting the rough processing of ferritic stainless steel.
  • rough machining may occur even if the crystal grain size and strain are increased by controlling the cold rolling conditions and the like, and in recent years, steels that can more stably suppress the occurrence of rough machining have been desired. It was. Therefore, the present inventors investigated the relationship between the roughened working surface and the metal structure in ferritic stainless steel. For the first time, it has been found that not only the crystal grain size and the strain amount that have been conventionally known, but also the precipitation amount of precipitates in steel affects the roughening of the work surface. In addition, in order to control the amount of precipitation within an appropriate range, it was necessary to control the heat treatment temperature before and after cold rolling, and it was also clarified that rapid heating was necessary in the heat treatment after cold rolling.
  • B 0.0001% to 0.0025%
  • Sn 0.005% or more and 0.50% or less
  • Ni 0.05% or more and 1.00% or less
  • Cu 0.05% or more and 1.00% or less
  • Mo 0.05% or more and 2.00% or less
  • W 0.05% or more and 1.00% or less
  • Al 0.05% or more and 1.00% or less
  • Co 0.05% or more and 0.50% or less
  • V 0.05% or more and 0.50% or less
  • Zr 0.05% or more and 0.50% or less
  • Ca 0.0001% to 0.0050%
  • Mg 0.0001% or more and 0.0050% or less
  • Y 0.001% or more and 0.10% or less
  • Hf 0.001% or more and 0.10% or less
  • REM 0.001% or more and 0.10% or less
  • Sb 0.005% or more and 0.50% or less of 1 type or 2 types or more are contained
  • a hot rolling process in which the steel having the component described in [1] or [2] is hot-rolled, and heat that is heat-treated at a temperature of 850 ° C. or higher and 900 ° C. or lower after the hot rolling process.
  • a rolled sheet annealing process a cold rolling process for rolling at a rolling rate of 75% to 90% after the hot rolled sheet annealing process, and a cold rolled sheet annealing process performed subsequent to the cold rolling process.
  • the average rate of temperature increase in the temperature range of 400 ° C. to 800 ° C. in the temperature increasing process is 80 ° C./s or more, and the maximum temperature reached is 880 ° C.
  • a hot-rolled sheet annealing step in which the amount of P existing as a phosphide is 0.003% by mass or more, and a cold rolling step in which the rolling rate is rolled at 75% to 90% after the hot-rolled sheet annealing step;
  • the maximum temperature of the plate temperature is not less than 880 ° C. and not more than 980 ° C., cooling is started within 5 seconds after reaching the maximum temperature, and the average cooling rate in the temperature range from the maximum temperature to 700 ° C. is 50 Cooling at more than °C / s
  • a ferritic stainless steel sheet that is excellent in forming processability and resistance to roughening of the processed skin after forming process.
  • Cr is an element that improves the corrosion resistance, which is a basic characteristic of stainless steel. If it is less than 11.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained, so the lower limit is made 11.0% or more. On the other hand, if an excessive amount of Cr is contained, the formation of an intermetallic compound corresponding to the ⁇ phase (Fe—Cr intermetallic compound) is promoted to promote cracking during production, so the upper limit is 30.0% or less. To do. From 14.0% or more and 25.0% or less are desirable from the viewpoint of stable manufacturability (yield, rolling mill, etc.). More preferably, it is 16.0% or more and 20.0% or less.
  • C is an element that lowers the formability that is important in the present embodiment, so it is preferable that C be less, and the upper limit is 0.030% or less.
  • the lower limit is made 0.001% or more. In consideration of both the refining cost and the moldability, 0.002% or more and 0.020% or less are preferable.
  • Si is an element that improves the oxidation resistance. However, if an excessive amount of Si is contained, the moldability is lowered, so the upper limit is made 2.00% or less. From the viewpoint of formability, the Si content is preferably low, but excessive reduction leads to an increase in raw material cost, so the lower limit is made 0.01% or more. From the viewpoint of manufacturability, the desirable range is 0.05% or more and 1.00% or less, and more desirably 0.05% or more and 0.30% or less.
  • the upper limit is made 2.00% or less.
  • the amount of Mn is low from the viewpoint of moldability, excessive reduction causes an increase in raw material cost, so the lower limit is made 0.01% or more.
  • the desirable range is 0.05% or more and 1.00% or less, and more desirably 0.05% or more and 0.30% or less.
  • P is an important element that contributes to the improvement of the rough surface resistance to processing by precipitating as a phosphide in the steel sheet of the present embodiment.
  • the P amount is set to 0.003% or more.
  • the upper limit is made 0.100% or less.
  • a preferable range is 0.010% or more and 0.050% or less, and further desirably. Is 0.020% or more and 0.040% or less.
  • S is an impurity element and is preferably lower because it promotes cracking during production.
  • the upper limit is 0.0100% or less.
  • the lower the amount of S, the better, and 0.0030% or less is desirable.
  • the lower limit is preferably 0.0003% or more. From the viewpoint of manufacturability and cost, the preferred range is 0.0004% or more and 0.0020% or less.
  • N is an element that lowers the formability like C, and the upper limit is 0.030% or less. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the lower limit is preferably made 0.002% or more. From the viewpoint of moldability and manufacturability, the preferred range is 0.005% or more and 0.015% or less.
  • Ti and Nb are contained as follows. Ti combines with C and N, fixes C and N as precipitates such as TiC and TiN, and improves r value and product elongation through high purity.
  • the lower limit is preferably set to 0.03% or more.
  • the alloy cost is increased and the manufacturability is lowered with the increase of the recrystallization temperature, so the upper limit is made 0.40% or less.
  • the preferred range is 0.05% or more and 0.30% or less.
  • the suitable range which utilizes the said effect of Ti actively is 0.10% or more and 0.20% or less.
  • Nb is also a stabilizing element that fixes C and N in the same manner as Ti, and improves r value and product elongation through high purity of steel by this action.
  • the lower limit is preferably set to 0.03% or more.
  • the upper limit is made 0.50% or less.
  • the preferred range is 0.03% or more and 0.30% or less.
  • the suitable range which utilizes the said effect of Nb actively is 0.04% or more and 0.15% or less. More preferably, it is 0.06 to 0.10%.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment is composed of Fe and impurities other than the elements described above (remainder).
  • one or more of the following element groups or Two or more kinds may be selectively contained. That is, the lower limit of the content of B, Sn, Ni, Cu, Mo, W, Al, Co, V, Zr, Ca, Mg, Y, Hf, REM, and Sb is 0% or more.
  • the “impurities” in the present embodiment are components that are mixed due to various factors in the manufacturing process including raw materials such as ores and scraps when industrially manufacturing steel, and are inevitably mixed. Including ingredients.
  • B is an element that improves secondary workability. Since 0.0001% or more is necessary to exert the effect, this is the lower limit. On the other hand, if excessively contained, the productivity, particularly castability, is deteriorated, so the upper limit is made 0.0025% or less. A preferable range is 0.0003% or more and 0.0012% or less.
  • Sn is an element having an effect of improving the corrosion resistance, it may be contained according to the corrosive environment at room temperature. Since the effect is exhibited at 0.005% or more, this is the lower limit. On the other hand, if contained in a large amount, the productivity is deteriorated, so the upper limit is made 0.50% or less. Considering manufacturability, the preferred range is 0.02% or less and 0.10% or less.
  • Ni, Cu, Mo, Al, W, Co, V, and Zr are effective elements for enhancing the corrosion resistance or oxidation resistance, and may be contained as necessary.
  • the effect is manifested by setting each content of Ni, Cu, Mo, Al, W, Co, V, and Zr to 0.05% or more.
  • the upper limit of Ni, Cu, Al, and W is made 1.00% or less.
  • the upper limit of Ni, Cu, Al, and W is preferably 0.50% or less. Since Mo causes a decrease in manufacturability, the upper limit is made 2.00% or less.
  • the upper limit of Mo is preferably 1.00% or less.
  • the upper limit of Co, V, and Zr is set to 0.50% or less in consideration of the manifestation of the effect of improving the corrosion resistance or oxidation resistance.
  • the lower limit of the more preferable content of any element of Ni, Cu, Mo, Al, W, Co, V, and Zr is 0.10% or more.
  • Ca and Mg are elements that improve hot workability and secondary workability, and may be contained as necessary. However, if it is excessively contained, it will lead to inhibition of manufacturability, so the upper limit of Ca and Mg is made 0.0050% or less. Preferred lower limits are both 0.0001% or more. In consideration of manufacturability and hot workability, a preferable range for both Ca and Mg is 0.0002% or more and 0.0010% or less.
  • Y, Hf, and REM are effective elements for improving hot workability, cleanliness of steel, and improving oxidation resistance, and may be contained as necessary.
  • an upper limit shall be 0.10% or less, respectively.
  • the preferable lower limit is 0.001% or more for Y, Hf, and REM.
  • “REM” in the present embodiment is composed of one or more elements selected from an element group (lanthanoid) belonging to atomic numbers 57 to 71, such as La, Ce, Pr, and Nd. It is.
  • the “REM” content in the present embodiment is the total amount of lanthanoids.
  • Sb is an element having an effect of improving the corrosion resistance like Sn, and may be contained if necessary. However, if contained in a large amount, the productivity is deteriorated, so the upper limit is made 0.50% or less. On the other hand, since the effect of improving the corrosion resistance is exhibited at 0.005% or more, this is the lower limit.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment is composed of Fe and impurities (including inevitable impurities) other than the elements described above, but the effects of the present embodiment are not impaired in addition to the elements described above. It can be contained in a range. In the present embodiment, for example, Bi, Pb, Se, H, Ta and the like may be contained, but in that case, it is preferable to reduce as much as possible. On the other hand, the content ratio of these elements is controlled to the extent that solves the problem of the present embodiment, and if necessary, Bi ⁇ 100 ppm, Pb ⁇ 100 ppm, Se ⁇ 100 ppm, H ⁇ 100 ppm, Ta ⁇ 500 ppm. You may contain 1 or more types.
  • the ferritic stainless steel plate of the present embodiment is composed of a ferrite single phase structure having a crystal grain size number of 9.0 or more.
  • the grain size number is 9.0 or more.
  • the roughening of the processed skin after molding is less likely to occur as the grain size number is larger, that is, as the grain size of the ferrite crystal grains is smaller.
  • it is preferably over 9.5, more preferably over 10.0.
  • the crystal grain size number is preferably 12 or less.
  • the crystal grain size number can be obtained by the line segment method of JIS G 0551 (2013). “Granularity number: 9” corresponds to an average line segment length of 14.1 ⁇ m per crystal grain traversing the crystal grain, and “grain size number: 10” is one crystal traversing the crystal grain. This corresponds to an average line segment length per grain of 10.0 ⁇ m.
  • the etchant is preferably aqua regia or reverse aqua regia, but other solutions may be used as long as the crystal grain boundaries can be determined. Further, depending on the orientation relationship between adjacent crystal grains, the grain boundary may not be seen clearly, so that it is preferable to etch deeply. In measuring grain boundaries, twin grain boundaries are not measured.
  • the metal structure of the ferritic stainless steel plate of the present embodiment is composed of a ferrite single phase structure, and P precipitates (phosphides) described later are generated.
  • P precipitates phosphides
  • an austenite phase and a martensite structure are not included. This is because when an austenite phase or a martensite structure is included, it is relatively easy to reduce the crystal grain size. Furthermore, the austenite phase exhibits high formability due to the TRIP effect.
  • a yield reduction such as an ear crack is likely to occur at the time of manufacture, so the metal structure is a ferrite single phase structure.
  • precipitates such as carbonitrides may exist in the steel other than phosphides, but these do not take into account the effect of this embodiment, so these are not considered, the above is the main phase Describes the organization.
  • the amount of P existing as a phosphide is set to 0.003% by mass or more. Desirably, it is 0.004 mass% or more, More preferably, it is 0.005 mass% or more.
  • the upper limit of the P precipitation amount Pp is not particularly limited, but since the upper limit of the P content of the steel sheet is 0.100% or less, the upper limit of the P precipitation amount Pp may be 0.100% or less.
  • the phosphide referred to in the present embodiment includes, for example, Fe phosphide, Mn phosphide, Ti phosphide, Nb phosphide, Al phosphide, etc., but the type and composition are not particularly limited. That is, in this embodiment, it is important that the amount of P existing as a phosphide (P precipitation amount Pp) is within the above range regardless of the specific composition and form of the phosphide.
  • the processing temperature of the heat treatment (hot rolled sheet annealing and finish annealing) performed before and after the cold rolling process is controlled, and cold rolling is performed. It can be controlled by rapidly performing the heating process in the subsequent heat treatment.
  • the cause of the precipitated phosphide contributing to the roughening of the processed skin is under intensive investigation, but at the present time, it is considered as follows.
  • precipitates are likely to precipitate on the grain boundaries, it is considered that many of the phosphides precipitated by hot-rolled sheet annealing are also precipitated on the grain boundaries. Thereafter, it is considered that the phosphide precipitated on the grain boundaries is aligned in parallel with the rolling direction as the metal structure is crushed by cold rolling and extends in the rolling direction.
  • a recrystallized structure of the metal structure can be obtained with almost no change in the precipitation state of the phosphide. That is, by performing rapid annealing, holding for a short time, and rapid cooling for the finish annealing, a recrystallized structure is obtained in which phosphides are maintained in a state parallel to the rolling direction.
  • the present inventors found that the phosphide in the crystal grains of the recrystallized structure is parallel to the rolling direction in the thin film TEM observation of the product plate manufactured by such a manufacturing method (within the manufacturing method range of the present embodiment described later). You can see how they are lined up.
  • FIG. 1 shows a TEM observation result of a recrystallized structure in a steel sheet manufactured under conditions that satisfy the present embodiment described later.
  • the P compound is precipitated along the rolling direction in the crystal grains of the recrystallized structure.
  • the precipitates precipitated in the crystal grains are P compounds was identified by EDS analysis and electron diffraction pattern analysis.
  • a stainless steel plate having such a precipitated phosphide is processed and strained, dislocation movement is hindered by the phosphides arranged in parallel to each other. As a result, it is considered that this phosphide exhibited the same effect as the crystal grain boundary and contributed to the suppression of rough processing.
  • the precipitation amount Pp of P is measured by the following electrolytic extraction residue method.
  • a test piece having a size of about 30 mm square is cut out from the center in the width direction of the stainless steel plate, and the entire surface of the test piece corresponding to the surface of the steel plate is wet-polished with water-resistant abrasive paper of number # 600.
  • the test piece base material (stainless steel base material) is dissolved by electrolysis at a constant potential of ⁇ 100 mV in a methanol solution containing 10% maleic anhydride and 2% tetramethylammonium chloride. After the electrolysis, the residue (precipitate) remaining in the solution without being dissolved is captured using a 200 nm mesh filter.
  • the trapped precipitate is washed with pure water and dried.
  • the precipitate is dissolved with aqua regia and perchloric acid, and elemental analysis is performed using ICP emission spectroscopy in accordance with JIS G 1258 to determine the mass of P in the precipitate.
  • the amount of P obtained is divided by the amount of mass change of the test piece due to electrolysis (“the weight of the test piece before electrolysis” ⁇ “the weight of the test piece after electrolysis”) and expressed as a percentage.
  • the amount of precipitation Pp (mass%).
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel sheet according to the present embodiment is a combination of hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold-rolling and cold-rolled sheet annealing (finish annealing). I will do it. That is, as an example of the manufacturing method, for example, a manufacturing method including steps of steelmaking, hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, and cold rolled sheet annealing (finish annealing) can be employed.
  • the conditions to be controlled in order to satisfy both the important crystal grain size and the precipitation state of the phosphide as described above are the conditions of heat treatment after hot rolling (hot-rolled sheet annealing), cold rolling. Rate, conditions for heat treatment after cold rolling (cold rolled sheet annealing), and other processes and conditions are not particularly limited.
  • heat treatment is performed at a temperature of 850 ° C. or more and 900 ° C. or less to ensure the precipitation amount Pp of the phosphide after the heat treatment.
  • the heat treatment temperature is less than 850 ° C., recrystallization failure occurs in the center portion of the plate thickness, and there is a possibility of causing deterioration in formability due to a decrease in r value and deterioration in polishing characteristics after processing due to ridging.
  • the minimum of the heat processing temperature of hot-rolled sheet annealing shall be 850 degreeC or more. Desirably, it is 860 degreeC or more.
  • the upper limit of the heat treatment temperature for hot-rolled sheet annealing is set to 900 ° C. or less. Desirably, it is 880 degreeC or less, More preferably, it is less than 870 degreeC.
  • the amount of P existing as a phosphide is 0.003% by mass or more by hot-rolled sheet annealing at a stage after the hot-rolled sheet annealing.
  • the rolling rate in the subsequent cold rolling is 75% or more and 90% or less.
  • a rolling rate shall be 75% or more. Moreover, since r value improves, so that a rolling rate is high, it is desirable that a rolling rate is 80% or more. On the other hand, if the rolling rate exceeds 90%, the r value decreases, and the formability may decrease. Therefore, a rolling rate shall be 90% or less of range.
  • heat treatment cold rolled sheet annealing
  • this embodiment is characterized in that this heat treatment is performed rapidly.
  • the average rate of temperature increase in the temperature range of 400 ° C. to 800 ° C. is set to 80 ° C./s or more in the temperature increasing process.
  • the maximum temperature reached is 880 ° C. or higher and 980 ° C. or lower.
  • Cooling is started within 5 seconds after reaching the maximum temperature, and the average cooling rate in the temperature range from the maximum temperature to 700 ° C. is set to 50 ° C./s or more.
  • to 800 ° C.” refers to the time required for temperature increase in the temperature range of the steel plate temperature increase range (400 ° C.) in the temperature range.
  • the value divided by. “Average cooling rate in the temperature range from the highest temperature to 700 ° C.” means the temperature drop width of the steel plate from the highest temperature to 700 ° C. from the time when the highest temperature was reached to 700 ° C. The value divided by the required time.
  • all the temperature (degreeC) in the following description points out steel plate temperature.
  • the phosphide precipitated by hot-rolled sheet annealing is crushed by cold rolling to form a precipitated state parallel to the cold rolling direction, and recrystallization is performed while maintaining this precipitated state. Go and get the product board. And even if the product plate provided with the phosphide in the above-described precipitation state is molded and subjected to distortion, the movement of dislocations can be hindered by the phosphide, and therefore it is possible to suppress rough processing. For this reason, it is important to carry out the cold-rolled sheet annealing under conditions that allow recrystallization while maintaining the precipitation state after cold rolling.
  • the average heating rate in the temperature range of 400 ° C to 800 ° C in the temperature rising process is set to 80 ° C / s or more and the maximum temperature is reached.
  • the cooling is started within 5 seconds.
  • the temperature when the temperature is held at the maximum temperature, the temperature may be kept constant, but within the range of the maximum temperature ⁇ 10 ° C.
  • the average rate of temperature increase in the temperature range of 400 ° C. to 800 ° C. is less than 80 ° C./s or the holding time is longer than 5 seconds, the phosphide may be dissolved and the amount of precipitation as a product may not be ensured.
  • rapid temperature increase in the temperature range of 400 ° C. to 800 ° C. has the effect of reducing the recrystallized grain size and is effective in suppressing rough processing.
  • the temperature is rapidly raised in the presence of precipitates, the grain growth is suppressed by the pinning effect of the precipitates, so that there is an effect of further miniaturizing the product particle size and further suppressing roughness of the processed skin.
  • the average rate of temperature increase in the temperature range of 400 ° C. to 800 ° C. is preferably 150 ° C./s or more.
  • the holding time at the highest temperature is desirably 2 seconds or less.
  • the holding time may be 0 seconds, that is, the cooling may be started as soon as the maximum temperature is reached.
  • the maximum temperature reached is 880 ° C. or higher. If the maximum temperature reached is less than 880 ° C., recrystallization becomes insufficient, and the workability may deteriorate due to a decrease in elongation. Therefore, in this embodiment, the maximum temperature reached is 880 ° C. or higher, preferably 900 ° C. or higher.
  • the upper limit Desirably, it is 950 degrees C or less.
  • the lower limit of the average cooling rate in the temperature range from the highest temperature to 700 ° C. is set to 50 ° C./s or more. Desirably, it is 100 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate in the temperature range from the highest attained temperature to 700 ° C. is preferably 500 ° C./s or less.
  • the ferritic stainless steel sheet according to the present embodiment can be manufactured by the manufacturing method described above.
  • the hot-rolled sheet annealing and the cold-rolled sheet annealing may be batch-type annealing or continuous-type annealing.
  • Each annealing may be bright annealing performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas if necessary, or may be performed in the air.
  • the thickness applied to the ferritic stainless steel plate of the present embodiment is not particularly limited, but is desirably 0.5 mm or more, preferably 0.6 mm or more from the viewpoint of ensuring strength. This is because when the plate thickness is thin, the strength of the molded part may be insufficient. It is necessary to design in consideration of the size and shape of parts to be manufactured, load resistance, and the like.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment is excellent in formability and resistance to roughening after forming. Moreover, since the ferritic stainless steel sheet of the present embodiment is excellent in resistance to rough processing, it is particularly suitable for applications that require polishing to remove surface irregularities (skin roughness) after forming.
  • the conditions in this example are one example of conditions used to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to the conditions used in the following examples.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the requirements of the present invention.
  • surface shown below shows what has remove
  • Stainless steel having the composition shown in Table 1 was melted and cast into a slab, and the slab was rolled to a predetermined plate thickness by hot rolling. Thereafter, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and cold-rolled sheet annealing were performed to obtain a 0.6 mm thick stainless steel plate (product plate) No. 1-44 were produced.
  • Heat treatment temperature (annealing temperature) of hot-rolled sheet annealing, cold rolling rate, average heating rate between 400 and 800 ° C in cold-rolled sheet annealing, maximum temperature reached, required time to start cooling (holding time), and maximum temperature reached The average cooling rate in the temperature range from temperature to 700 ° C. was changed as shown in Tables 2 to 4.
  • the annealing time (holding time) in the hot-rolled sheet annealing was set in the range of 40 to 60 seconds.
  • the obtained stainless steel plate No. 1-No. A test piece was cut out from the vicinity of the width center of 44, and the crystal grain size number (GSN) was measured by a line segment method in accordance with JIS G 0551 (2013).
  • the number of crystal grains crossing per sample was set to 500 or more from an optical microscopic microstructure photograph of the cross section of the test piece.
  • a rust preventive oil “Dafney Oil Coat Z3 (registered trademark)” manufactured by Idemitsu Kosan Co., Ltd. was applied. Thereafter, in order to protect the surface of the steel sheet after forming, a lubricating sheet “Naflon Tape TOMBO9001 manufactured by NICHIAS Corporation” was attached.
  • molding was measured and the roughened processing skin was evaluated.
  • the survey results will be described in detail.
  • the present inventors investigated the surface roughness of each part of the sample after cup molding.
  • the roughness of the processed skin after cup molding is not simply proportional to the crystal grain size and strain, as is generally known, and the formation of irregularities on the surface of the molded product is suppressed by contact with the mold during molding. Therefore, it has been found that the surface roughness is reduced.
  • the outer wall of the vertical wall of the molded product has a strong force to be pressed against the mold during molding, and there is a competition between the generation of irregularities during molding and the suppression of irregularities due to contact with the mold. It was found that the roughness of the scatter increases greatly at each measurement position. Therefore, it was considered inappropriate to evaluate the roughness of the processed skin after cup molding on the outer wall of the vertical wall. Therefore, the surface roughness of the inner wall of the vertical wall portion with a relatively small force pressed against the mold was measured. As a result, it was found that the surface roughness after cup molding can be measured with high accuracy.
  • the inner wall has a larger surface roughness than the outer wall, the inner wall having the larger roughness takes the most polishing time in the polishing step after molding. For this reason, it is considered appropriate to measure the roughness of the surface (evaluation of roughness of the processed skin) assuming polishing after molding on the inner wall of the vertical wall portion of the molded product. If the rough evaluation of the processed skin is good for the inner wall of the vertical wall portion of the molded product, it can be determined that the outer wall is also good.
  • the precipitation amount Pp of P on the product plate was measured by the electrolytic extraction residue method.
  • a test piece having a size of about 30 mm square was cut out from the center in the width direction of the stainless steel plate, and the entire test piece corresponding to the surface of the steel plate was wet-polished with water-resistant abrasive paper of number # 600.
  • the test piece base material (stainless base material) was dissolved by electrolysis at a constant potential of ⁇ 100 mV in a methanol solution containing 10% maleic anhydride and 2% tetramethylammonium chloride.
  • the residue (precipitate) remaining in the solution without being dissolved was captured using a 200 nm mesh filter.
  • the trapped precipitate was washed with pure water and dried.
  • the precipitate was dissolved with aqua regia and perchloric acid, and elemental analysis was performed using ICP emission spectroscopy in accordance with JIS G 1258 to determine the mass of P in the precipitate.
  • the amount of P obtained is divided by the amount of mass change of the test piece due to electrolysis (“the weight of the test piece before electrolysis” ⁇ “the weight of the test piece after electrolysis”) and expressed as a percentage.
  • Precipitation amount Pp "(mass%).
  • it measured by the same method also about the precipitation amount Pp of P in the hot rolled annealing board before performing cold rolling. The measurement results and evaluation results are shown in Tables 5 to 7.
  • Nos. 25 and 26 are examples in which the component composition was out of the range, but in both cases, the precipitation amount Pp and the crystal grain size number of P were within the range of the embodiment, but the formability deteriorated and could not be narrowed down. It was. No. 27 and 28 are examples using steel L without addition of Ti and Nb, but the immobilization of P is insufficient and the precipitation amount Pp of P becomes less than 0.001%, and the formability deteriorates. I could't squeeze it. No. In Nos. 3 and 22, the average heating rate during cold-rolled sheet annealing was too low, so that the solid solution of the phosphide progressed and the precipitation amount Pp of P was insufficient.
  • the roughening of the processed skin can be expected to be somewhat reduced due to the relatively fine particles, but there is no effect of suppressing the roughened processing skin due to the P compound. For this reason, it is inferior in the rough surface resistance to processing compared with the present invention example having a similar particle size number and a large amount of precipitated P.
  • the ferritic stainless steel plate of this embodiment is applied suitably for a forming use.

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Abstract

このフェライト系ステンレス鋼板は、Ｃｒ：１１．０～３０．０％、Ｃ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．００３～０．１００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｂ：０～０．００２５％、Ｓｎ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ａｌ：０～１．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｚｒ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｙ：０～０．１０％、Ｈｆ：０～０．１０％、ＲＥＭ：０～０．１０％、Ｓｂ：０～０．５０％、及びＴｉ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちのいずれか一方又は両方を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、リン化物として存在しているＰ量が０．００３質量％以上であり、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上である。

Description

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、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特に、成形加工する際の成形性並びに耐加工肌荒れ性に優れるフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関する。
　本願は、２０１８年３月３０日に、日本に出願された特願２０１８－０６９７７５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。 
　オーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＳＵＳ３０４（１８Ｃｒ－８Ｎｉ）は、耐食性、加工性、美麗性等に優れることから家電、厨房品、建材等に広く用いられている。但し、ＳＵＳ３０４は高価かつ価格変動の激しいＮｉを多量に添加しているため、鋼板の価格が高いとされている。一方、フェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉを含有しない、もしくは含有量が極めて少ないため、コストパフォーマンスに優れる材料として需要が増加している。しかし、フェライト系ステンレス鋼を成形用途として使用する場合、問題となるのが成形限界と成形後に表面凹凸が形成されることによる耐加工肌荒れ性の劣化である。
　まず成形限界について比較すると、オーステナイト系ステンレス鋼の場合は張り出し性に優れるが、フェライト系ステンレス鋼の張り出し性は低く、形状を大きく変化させることが出来ない。しかし結晶方位（集合組織）を調整して深絞り性を制御することが出来るため、フェライト系ステンレス鋼を成形用途として用いる場合では、深絞りを主体とした成形手法を用いる場合が多い。
　次に、成形加工後の表面特性、特に加工肌荒れ（成形後の表面凹凸）について述べる。ここで「表面凹凸」とは、加工や成形を行った後に鋼板表面に生じる微細な凹凸（肌荒れ）を指し、この微細な凹凸は結晶粒に対応していることから、結晶粒径が大きいほど表面凹凸も顕著になる。
　オーステナイト系ステンレス鋼の場合、加工硬化特性に優れており細粒組織が比較的作りやすいため、結晶粒度番号が約１０の鋼板が製造されている。このため、成形加工後の表面凹凸（肌荒れ）は小さく、ほとんど問題とならない。一方、フェライト系ステンレス鋼の結晶粒度はＳＵＳ４３０で９程度、ＳＵＳ４３０ＬＸで７程度とオーステナイト系ステンレス鋼に比べて小さい。ここで粒度番号が小さいことは、結晶粒径が大きいことを示している。
　フェライト系ステンレス鋼が粗粒になりやすい要因としては、フェライト系ステンレス鋼では、再結晶粒径が大きくなりやすいことに加え、ＳＵＳ４３０ＬＸのような、Ｃ、Ｎを低減させて加工性、成形性の向上を図った高純度フェライト系ステンレス鋼では、粒成長しやすいためである。またフェライト系ステンレス鋼において、冷延回数を増やして結晶粒径が細かい製品板を製造しても肌荒れが生成する場合があり、その原因は必ずしも明確ではない。
　家電製品の筺体あるいは器物のように比較的厳しい成形性が要求される場合、フェライト系ステンレス鋼では、ＳＵＳ４３０ＬＸのような高純度フェライト系ステンレス鋼が用いられることが多い。また、成形後の強度を担保するために、用いられるステンレス鋼板の板厚は大半の場合は０．６ｍｍ以上であるが、前述のようにフェライト系ステンレス鋼は結晶粒径が大きいために成形後の肌荒れが大きく、研磨による表面凹凸の除去が通常行われている。
　上述した背景から、高純度フェライト系ステンレス鋼の肌荒れを軽減する手法が開示されている。
　特許文献１には、高純度のフェライト系ステンレス鋼を用いて析出粒子のサイズ及び結晶粒径を制御して、加工肌荒れの少ない成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法が開示されている。しかし特許文献１では、結晶粒径が小さい鋼板が得られているものの、成形した際の深絞り性は十分ではなく、また結晶粒径が小さいにもかかわらず、成形後の肌荒れが発生しやすい問題があった。
　特許文献２には、ＴｉとＮｂを含有したフェライト系ステンレス鋼において、低温で熱間圧延を実施し、かつ高い冷間圧延率を取ることで細粒とし、成形時の耐肌荒れ性に優れたステンレス鋼を製造する技術を開示している。このような技術によって特許文献２のステンレス鋼は、結晶粒度番号は９．５と細粒組織が得られているものの、カップ絞り成形をした後の肌荒れ性は必ずしも十分ではない。
　特許文献３には、Ｎｂ及び／またはＴｉを含有する成分組成を有する鋼の最終冷延前の結晶粒径を制御することで深絞り性、リジング性および耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献３では、最終製品の結晶粒径は１５μｍ（結晶粒度番号で９．１）であり、肌荒れ性が不十分である。
　以上のように、フェライト系ステンレス鋼の成形加工を考えた場合、所定の形状に成形が出来、かつ成形後の表面特性を満足させることは非常に困難であるのが現状である。このためフェライト系ステンレス鋼を成形用途として使用する場合は、成形後に生じた表面凹凸を除去するために研磨工程を行う必要がある。しかしこの研磨工程において研磨時間がかかり製造コストがかさむ。さらに、研磨にて生じた粉じんが多く発生するなどの問題がある。
特許第４７４９８８８号公報 特開平７－２９２４１７号公報 特許第３７８８３１１号公報
　本発明は、上記問題に鑑みなされたものであり、成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供する。
　フェライト系ステンレス鋼の加工肌荒れに影響を及ぼす因子として、結晶粒度と歪量が知られている。しかし、上述したように、冷延条件等の制御によって結晶粒度や歪量を高めても加工肌荒れが発生する場合があり、近年、加工肌荒れの発生をより安定して抑制できる鋼が望まれていた。
　そこで本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼における加工肌荒れと金属組織の関係を調査した。従来から知られている結晶粒度と歪量だけでなく、鋼中の析出物の析出量が加工肌荒れに影響することを初めて知見した。また、析出量を適正範囲に制御するためには、冷間圧延前後の熱処理温度を制御する必要があり、さらに冷間圧延後の熱処理において急速加熱が必要であることを明らかにした。
　本発明の一態様の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量％にて、
Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、
Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｐ：０．００３％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｂ：０％以上０．００２５％以下、
Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：０％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上２．００％以下、
Ｗ：０％以上１．００％以下、
Ａｌ：０％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、
Ｖ：０％以上０．５０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、
Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、
Ｙ：０％以上０．１０％以下、
Ｈｆ：０％以上０．１０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、
Ｓｂ：０％以上０．５０％以下を含み、さらに、
Ｔｉ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうち、いずれか一方又は両方を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
　リン化物として存在しているＰ量が０．００３質量％以上であり、
　ＪＩＳ　Ｇ　０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
［２］質量％にて、更に、
Ｂ：０．０００１％以上０．００２５％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、
Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、
Ａｌ：０．０５％以上１．００％以下、
Ｃｏ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｚｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
Ｙ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｈｆ：０．００１％以上０．１０％以下、
ＲＥＭ：０．００１％以上０．１０％以下、
Ｓｂ：０．００５％以上０．５０％以下の１種または２種以上を含有していることを特徴とする上記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］上記［１］又は［２］に記載の成分を有する鋼を、熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、８５０℃以上９００℃以下の温度で熱処理を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程後、圧延率を７５％以上９０％以下として圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程に引き続いて行う冷延板焼鈍工程と、を備え、前記冷延板焼鈍工程において、昇温過程のうち４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度が８０℃／ｓ以上であり、板温の最高到達温度が８８０℃以上９８０℃以下であり、最高到達温度に到達後５ｓｅｃ以内に冷却を開始し、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
［４］上記［１］又は［２］に記載の成分を有する鋼を、熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、８５０℃以上９００℃以下の温度で熱処理を施して、リン化物として存在するＰ量を０．００３質量％以上とする熱延板焼鈍工程と、前記熱延板焼鈍工程後、圧延率を７５％以上９０％以下として圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程に引き続いて行う冷延板焼鈍工程と、を備え、前記冷延板焼鈍工程において、昇温過程のうち４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度が８０℃／ｓ以上であり、板温の最高到達温度が８８０℃以上９８０℃以下であり、最高到達温度に到達後５ｓｅｃ以内に冷却を開始し、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明の一態様によれば、成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。
本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の再結晶組織のＴＥＭ観察結果（ＴＥＭ写真）である。 本実施例に係る結晶粒度番号とＰの析出量（Ｐｐ）の関係を示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ｉ）成分の限定理由を以下に説明する。
　Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を向上する元素である。１１．０％未満では、十分な耐食性は得られないため、下限は１１．０％以上とする。一方、過度量のＣｒを含有させると、σ相（Ｆｅ－Ｃｒの金属間化合物）相当の金属間化合物の生成を促進して製造時の割れを助長するため、上限は３０．０％以下とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）点から１４．０％以上、２５．０％以下が望ましい。更に望ましくは１６．０％以上、２０．０％以下がよい。
　Ｃは、本実施形態において重要な成形性を低下させる元素であるため、少ない方が好ましく、上限を０．０３０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇を招くため、下限は０．００１％以上とする。精錬コスト及び成形性の両者を考慮した場合、０．００２％以上、０．０２０％以下が好ましい。
　Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であるが、過剰量のＳｉを含有させると成形性の低下を招くため、上限を２．００％以下とする。成形性の点からＳｉ量は低い方が好ましいが、過度の低下は原料コストの増加を招くため、下限を０．０１％以上とする。製造性の観点から、望ましい範囲は０．０５％以上、１．００％以下であり、さらに望ましくは０．０５％以上、０．３０％以下である。
　ＭｎはＳｉと同様に、多量のＭｎを含有させると成形性の低下を招くため、上限を２．００％以下とする。成形性の点からＭｎ量は低い方が好ましいが、過度の低下は原料コストの増加を招くため、下限を０．０１％以上とする。製造性の観点から、望ましい範囲は０．０５％以上、１．００％以下であり、さらに望ましくは０．０５％以上、０．３０％以下である。
　Ｐは、本実施形態の鋼板中において、リン化物として析出することで耐加工肌荒れ性の向上に寄与する重要な元素である。リン化物の析出量を確保し、耐加工肌荒れ性を向上させるために、Ｐ量は０．００３％以上とする。しかし、Ｐは成形性を低下させる元素であるため、上限を０．１００％以下とする。なお、Ｐ量の過度な低減は原料コストの上昇をもたらすことに加え、成形性と耐加工肌荒れ性の両者を考慮した場合、好ましい範囲は０．０１０％以上、０．０５０％以下、更に望ましくは０．０２０％以上、０．０４０％以下である。
　Ｓは不純物元素であり、製造時の割れを助長するため、低い方が好ましく、上限を０．０１００％以下とする。Ｓ量は低いほど好ましく、０．００３０％以下が望ましい。一方、過度の低下は精錬コストの上昇を招くため下限は０．０００３％以上とすることが望ましい。製造性とコストの点から、好ましい範囲は０．０００４％以上、０．００２０％以下である。
　Ｎは、Ｃと同様に成形性を低下させる元素であり、上限を０．０３０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、下限は０．００２％以上とすることが好ましい。成形性と製造性の点から、好ましい範囲は０．００５％以上、０．０１５％以下である。
　ＴｉおよびＮｂのうち、いずれか一方又は両方を下記のように含有する。
　Ｔｉは、Ｃ，Ｎと結合し、ＴｉＣ、ＴｉＮ等の析出物としてＣ，Ｎを固定し、高純度化を通じてｒ値及び製品伸びの向上をもたらす。これらの効果を得るため、Ｔｉを含有させる場合は、下限を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、過度に含有させると、合金コストの上昇や再結晶温度上昇に伴う製造性の低下を招くため、上限は０．４０％以下とする。成形性及び製造性の点から、好ましい範囲は０．０５％以上、０．３０％以下である。更に、Ｔｉの上記効果を積極的に活用する好適な範囲は０．１０％以上、０．２０％以下である。
　Ｎｂも、Ｔｉと同様にＣ，Ｎを固定する安定化元素であって、この作用による鋼の高純度化を通じて、ｒ値及び製品伸びの向上をもたらす。これら効果を得るため、Ｎｂを含有させる場合は下限を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、過度に含有させると、合金コストの上昇や再結晶温度の上昇に伴う製造性の低下に繋がるため、上限は０．５０％以下とする。合金コストや製造性の点から、好ましい範囲は０．０３％以上、０．３０％以下である。更に、Ｎｂの上記効果を積極的に活用する好適な範囲は０．０４％以上、０．１５％以下である。更に望ましくは０．０６～０．１０％である。
　本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、上述してきた元素以外（残部）は、Ｆｅ及び不純物からなるが、本実施形態では、更に上記の基本組成に加えて、下記の元素群のうち１種または２種以上を選択的に含有させてもよい。すなわち、Ｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｓｂの含有量の下限は０％以上である。
　なお、本実施形態における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。
　Ｂは二次加工性を向上させる元素である。その効果を発揮するには０．０００１％以上が必要であるため、これを下限とする。一方、過度に含有させると製造性、特に鋳造性の劣化を招くため、０．００２５％以下を上限とする。好ましい範囲は０．０００３％以上、０．００１２％以下である。
　Ｓｎは耐食性を向上させる効果を有する元素であるため、室温での腐食環境に応じて含有させてもよい。その効果は０．００５％以上で発揮されるため、これを下限とする。一方、多量に含有させると、製造性の劣化を招くため、０．５０％以下を上限とする。製造性を考慮して、好ましい範囲は０．０２％以、０．１０％以下である。
　Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒは、耐食性あるいは耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて含有してよい。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒのそれぞれの含有量を０．０５％以上とすることで、効果が発現する。但し、過度に含有させると、成形性の低下を招くばかりでなく、合金コストの上昇や製造性を阻害することに繋がる。そのため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｗの上限は１．００％以下とする。Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｗの上限は、好ましくは０．５０％以下である。Ｍｏは製造性の低下をもたらすため、上限は２．００％以下とする。Ｍｏの上限は、好ましくは１．００％以下である。Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒの上限は、耐食性あるいは耐酸化性が向上する効果の発現を考慮して、０．５０％以下とする。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒのいずれの元素もより好ましい含有量の下限は０．１０％以上とする。
　Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性や２次加工性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。但し、過度に含有させると、製造性を阻害することに繋がるため、Ｃａ、Ｍｇの上限は０．００５０％以下とする。好ましい下限は、ともに０．０００１％以上とする。製造性と熱間加工性を考慮した場合、好ましい範囲は、Ｃａ、Ｍｇともに０．０００２％以上、０．００１０％以下である。
　Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性や鋼の清浄度の向上、ならびに耐酸化性改善に対して有効な元素であり、必要に応じて含有してもよい。含有させる場合、上限はそれぞれ０．１０％以下とする。好ましい下限は、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭともに０．００１％以上とする。ここで、本実施形態における「ＲＥＭ」とは、原子番号５７～７１に帰属する元素群（ランタノイド）から選択される１種以上で構成されるものあり、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等である。また、本実施形態でいう「ＲＥＭ」の含有量とはランタノイドの合計量である。
　ＳｂはＳｎと同様に耐食性を向上させる効果を持つ元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ただし多量に含有させると、製造性の劣化を招くため、０．５０％以下を上限とする。一方、耐食性を向上させる効果は０．００５％以上で発揮されるため、これを下限とする。
　本実施形態のフェライト系ステンレス鋼鈑は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなるが、以上説明した各元素の他にも、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。本実施形態では、例えばＢｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｈ、Ｔａ等が含有されていてもよいが、その場合は可能な限り低減することが好ましい。一方、これらの元素は、本実施形態の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、必要に応じて、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍの１種以上を含有してもよい。
（ＩＩ）次に、金属組織について説明する。
　本実施形態のフェライト系ステンレス鋼鈑は、結晶粒度番号が９．０以上のフェライト単相組織からなる。
　結晶粒度番号は９．０以上とする。成形後の加工肌荒れは結晶粒度番号が大きいほど、すなわちフェライト結晶粒の粒径が小さいほど生じにくいためこれを下限とする。肌荒れをさらに抑制するためには９．５超が好ましく、更に望ましくは１０．０超である。但し、結晶粒の粒径が過度に小さくなると、強度が上昇しプレス成型性が低下する恐れがある。このため、結晶粒度番号は１２以下であることが好ましい。
　結晶粒度番号は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）の線分法で求めることができる。なお、「粒度番号：９」は、結晶粒内を横切る１結晶粒あたりの平均線分長が１４．１μｍであることに相当し、「粒度番号：１０」は、結晶粒内を横切る１結晶粒あたりの平均線分長が１０．０μｍであることに相当する。結晶粒度の測定では、試験片断面の光学顕微鏡組織写真より、１試料につき横切る結晶粒数を５００以上とする。エッチング液は王水または逆王水がよいが、結晶粒界が判断できるのであれば他の溶液でも構わない。また隣接する結晶粒の方位関係によっては、粒界が鮮明に見えない場合があるため、濃くエッチングするのが好ましい。また結晶粒界の測定に当たって、双晶粒界は測定しないこととする。
　また本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の金属組織は、フェライト単相組織よりなり、かつ後述するＰの析出物（リン化物）が生成されている。これはオーステナイト相やマルテンサイト組織を含まないことを意味している。オーステナイト相やマルテンサイト組織を含む場合は、結晶粒径を細かくすることが比較的容易であるためである。さらにオーステナイト相は、ＴＲＩＰ効果により高い成形性を示す。しかし、原料コストが高くなることに加えて、製造時に耳割れ等の歩留まり低下が起こりやすくなるため、金属組織はフェライト単相組織とする。なお、鋼中にリン化物以外にも炭窒化物等の析出物が存在する場合もあるが、本実施形態の効果を大きく左右するものではないため、これらは考慮せず、上記は主相の組織について述べている。
（ＩＩＩ）次に、Ｐの析出量について説明する。
　通常、フェライト系ステンレス鋼板におけるＰは、成形性（ｒ値および製品伸び）を低下させることから、その含有量を低減させるべきと考えられている。しかし、本発明者らの検討の結果、鋼中のリン化物の析出量が加工肌荒れに影響することを初めて知見した。このことから、本実施形態においては、結晶粒度の制御に加え、リン化物として存在しているＰ量、すなわちＰの析出量Ｐｐを制御することにより、安定的に加工肌荒れをさらに抑制できることを明らかにし、Ｐの析出量Ｐｐを規定した点に特徴がある。
　このように、鋼中のリン化物は加工肌荒れ抑制に大きく貢献するため、Ｐの析出量を確保する必要がある。このことから、本実施形態ではリン化物として存在するＰ量（Ｐの析出量Ｐｐ）を０．００３質量％以上とする。望ましくは０．００４質量％以上とし、更に好ましくは０．００５質量％以上とする。Ｐの析出量Ｐｐの上限は特に限定しないが、鋼板のＰ含有量の上限が０．１００％以下であることから、同じようにＰの析出量Ｐｐも上限を０．１００％以下としてよい。なお、本実施形態でいうリン化物は、例えばＦｅリン化物、Ｍｎリン化物、Ｔｉリン化物、Ｎｂリン化物、Ａｌリン化物等が挙げられるが、種類や組成は特に限定しない。すなわち本実施形態では、リン化物の具体的な組成、存在形態が問わず、リン化物として存在しているＰ量（Ｐの析出量Ｐｐ）が上記範囲内であることが重要である。
　Ｐの析出量Ｐｐを上記範囲内に制御する方法の詳細は後述するが、冷間圧延工程の前後に実施する熱処理（熱延板焼鈍および仕上げ焼鈍）の処理温度を制御し、かつ冷間圧延後の熱処理における加熱過程を急速にて行うことで制御することができる。
　析出したリン化物が加工肌荒れ抑制に寄与する原因は鋭意調査中であるが、現時点では次のように考えている。
　一般的に、析出物は粒界上に析出しやすいため、熱延板焼鈍により析出するリン化物もその多くが粒界上に析出していると考えられる。その後、冷間圧延により金属組織が潰れて圧延方向に伸びることに伴い、粒界上に析出していたリン化物が圧延方向に概ね平行に並んだ状態になっていると考えられる。その状態から、急速加熱、短時間保持、急速冷却とする仕上げ焼鈍を施して再結晶化を図ると、リン化物の上記析出状態をほとんど変えずに金属組織の再結晶組織を得ることとなる。すなわち、仕上げ焼鈍を急速加熱、短時間保持、急速冷却とすることで、リン化物が圧延方向に平行に並んだ状態を維持した再結晶組織となる。
　実際に本発明者らは、このような製法（後述する本実施形態の製造方法範囲内）で製造した製品板の薄膜ＴＥＭ観察において、再結晶組織の結晶粒内のリン化物が圧延方向に平行に並んでいる様子を確認できている。図１は、後述する本実施形態を満たす条件で製造した鋼板における再結晶組織のＴＥＭ観察結果を示す。図１からも明らかなように、再結晶組織の結晶粒内において、圧延方向に沿うようにＰ化物が析出しているのが確認できる。なお、結晶粒内に析出している析出物がＰ化物であるか否かは、ＥＤＳ分析および電子回折パターン解析によって同定した。
　このような析出状態のリン化物を備えたステンレス鋼板を加工し歪を加えると、互いに平行に並んだリン化物によって転位の移動が妨げられる。結果的にこのリン化物が結晶粒界と同様の作用効果を示し、加工肌荒れの抑制に寄与したと考えられる。
　Ｐの析出量Ｐｐは次のような電解抽出残渣法により測定する。
　ステンレス鋼板の幅方向中心から、３０ｍｍ角程度の大きさの試験片を切り出し、鋼板表面に相当する試験片の全面を番数♯６００の耐水研磨紙で湿式研磨する。研磨した後、１０％無水マレイン酸および２％テトラメチルアンモニウムクロライドを含むメタノール溶液中で－１００ｍＶの定電位で電解することにより試験片母材（ステンレス母材）を溶解する。電気分解後、溶解せずに溶液中に残存した残渣（析出物）を２００ｎｍメッシュのフィルタを用いて捕捉する。捕捉した析出物を、純水で洗浄および乾燥する。次いで王水と過塩素酸により析出物を溶解させ、ＪＩＳ　Ｇ　１２５８に準拠してＩＣＰ発光分光分析法を用いて元素分析を行い析出物中のＰの質量を求める。得られたＰ量を、電解による試験片の質量変化量（「電気分解前の試験片の質量」－「電気分解後の試験片の質量」）で除して百分率で表示したものを「Ｐの析出量Ｐｐ」（質量％）とする。
（ＩＶ）次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を説明する。
　本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び冷延板焼鈍（仕上げ焼鈍）を組み合わせることとし、必要に応じて、適宜、酸洗を行うこととする。すなわち、製造方法の一例として、例えば、製鋼－熱間圧延－熱延板焼鈍－冷間圧延－冷延板焼鈍（仕上げ焼鈍）の各工程からなる製法を採用できる。
　本実施形態において重要な結晶粒径とリン化物の析出状態の両者を上記のとおりに満足するために制御すべき条件は、熱間圧延後の熱処理（熱延板焼鈍）の条件、冷間圧延率、冷延後の熱処理（冷延板焼鈍）の条件であり、それ以外の工程、条件については特に制限はない。
　熱間圧延後、８５０℃以上９００℃以下の温度で熱処理（熱延板焼鈍）を施し、熱処理後のリン化物の析出量Ｐｐを確保する。熱処理温度が８５０℃未満であると、板厚中心部に再結晶不良が生じ、ｒ値の低下による成形性低下やリジング発生による加工後の研磨特性の悪化を引き起こすおそれがある。このため、熱延板焼鈍の熱処理温度の下限は８５０℃以上とする。望ましくは８６０℃以上である。また熱処理温度が９００℃超であると、リン化物の析出量が不足し、上述した析出量Ｐｐを確保できない。そのため、熱延板焼鈍の熱処理温度の上限を９００℃以下とする。望ましくは８８０℃以下であり、より好ましくは８７０℃未満である。なお、冷延後の焼鈍（仕上げ焼鈍）では析出状態をほとんど変化させないため、この段階でのＰの析出量Ｐｐを制御することが重要である。熱延板焼鈍により、熱延板焼鈍後の段階で、リン化物として存在するＰ量（Ｐの析出量Ｐｐ）を０．００３質量％以上とすることが好ましい。
　その後の冷間圧延における圧延率は７５％以上９０％以下とする。
　冷間圧延後に行う熱処理によって再結晶粒径を細かくするためには、導入ひずみ量を多くする必要がある。再結晶はひずみが多く導入されている部分から始まる。すなわち、加工量が多い（圧延率が大きい）材料ほど、再結晶の起点となる部分（核）が多いため、再結晶粒径が小さくなる。これらのことから、結晶粒度番号を大きくする（結晶粒径を小さくする）ためには、圧延率は高いほうがよい。圧延率が７５％未満だと、これら効果を得られず、かつｒ値が低下して成形性が低下するおそれもある。このため、本実施形態では圧延率は７５％以上とする。また圧延率が高いほど、ｒ値は向上するため、圧延率は８０％以上であることが望ましい。一方、圧延率が９０％超では、逆にｒ値が低下し、成形性の低下が起こるおそれがある。そのため圧延率は９０％以下の範囲とする。
　冷間圧延後、引き続いて熱処理（冷延板焼鈍）を行うが、本実施形態ではこの熱処理を急速で行うことに特徴がある。具体的には、冷延板焼鈍において、昇温過程のうち４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度を８０℃／ｓ以上とする。最高到達温度が８８０℃以上９８０℃以下である。最高到達温度に到達後５ｓｅｃ以内に冷却を開始し、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として冷却する。
　なお、本実施形態でいう「４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度」とは、当該温度範囲の鋼板温度の上昇幅（４００℃）を、当該温度範囲の昇温に要した時間で除した値とする。「最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度」とは、最高到達温度から７００℃までの鋼板の温度降下幅を、最高到達温度に到達した時点から７００℃となった時点までの所要時間で除した値とする。また、以下の説明における温度（℃）はすべて鋼板温度を指す。
　上述したように、本実施形態では、熱延板焼鈍によって析出させたリン化物を冷間圧延によって圧潰して冷延方向に平行に並んだ析出状態とし、この析出状態を維持したまま再結晶を行い、製品板を得る。そして、前述の析出状態とされたリン化物を備える製品板は成形加工して歪を加えても、リン化物によって転位の移動が妨げることができるため、加工肌荒れを抑制することが可能となる。
　このことから、冷延板焼鈍は、冷間圧延後の析出状態を維持したまま再結晶できる条件で実施することが重要となる。
　冷間圧延後の析出状態を維持し、耐加工肌荒れ効果を得るために昇温過程の４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度を８０℃／ｓ以上とし、かつ最高温度に到達後５秒以内に冷却を開始する。すなわち、４００℃～８００℃の温度範囲を平均昇温速度が８０℃／ｓ以上で急速昇温し、最高到達温度（８８０℃以上９８０℃以下）まで加熱して当該最高到達温度での保持時間を５秒以内として冷却を開始する。なお本実施形態においては、最高到達温度にて保持する際、温度を一定に保ってもよいが、最高到達温度±１０℃（最高到達温度－１０℃～最高到達温度＋１０℃）の範囲内であれば保持温度が変動しても許容される。ただし、保持温度が前記範囲内で変動する場合は、最高到達温度の適正範囲（８８０℃以上９８０℃以下）から外れないように制御する必要がある。
　４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度が８０℃／ｓ未満または保持時間が５秒超では、リン化物が固溶して製品としての析出量を確保できない場合がある。また、４００℃～８００℃の温度範囲での急速昇温は、再結晶粒径を微細化する効果もあり、加工肌荒れの抑制に有効である。さらに析出物が存在する状態で急速昇温すると、析出物のピン止め効果により粒成長を抑制するため、製品粒径を更に微細化し、加工肌荒れをさらに抑制する効果がある。このような観点から、望ましくは４００℃～８００℃の温度範囲の平均昇温速度は１５０℃／ｓ以上である。
　また、リン化物の析出状態を維持する観点から、最高到達温度での保持時間は２秒以下とすることが望ましい。保持時間０秒、すなわち最高到達温度に達してすぐに冷却を開始しても構わない。
　本実施形態では昇温過程を急速加熱によって行うため、昇温に要する時間が短時間となる。この短時間に再結晶を完了させるために、最高到達温度を８８０℃以上とする。最高到達温度が８８０℃未満であると、再結晶が不十分となり、伸び低下により加工性が劣化するおそれがある。そのため、本実施形態では、最高到達温度は８８０℃以上とし、好ましくは、９００℃以上とする。一方、再結晶完了後の結晶粒成長が進行すると、結晶粒の粗大化やリン化物固溶による析出量の不足によって、耐加工肌荒れ性が悪化するおそれがあるため、最高到達温度は９８０℃以下を上限とする。望ましくは９５０℃以下である。
　冷却過程において結晶粒成長やリン化物の固溶が進行すると、耐加工肌荒れ性が劣化するため、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度の下限を５０℃／ｓ以上とする。望ましくは１００℃／ｓ以上である。最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度の上限は、好ましくは５００℃／ｓ以下である。
　なお、冷延板焼鈍において、上記の条件よりも低温域で長時間熱処理することによって、リン化物を担保し再結晶組織を得ることも可能であるが、結晶粒径が大きくなり、耐肌荒れ特性が劣化する。さらに、粒内のリン化物の析出状態が圧延方向に平行に並んだ状態となってはじめて耐加工肌荒れを抑制する効果を発揮する。このため、冷延板焼鈍の過程でリン化物を析出させたとしても、それは当該効果を発揮しない。つまり、冷間圧延によってリン化物の析出状態を制御し、かつこの析出状態を維持させうる上記の条件で冷延板焼鈍を行うことが重要である。
　以上説明した製造方法によって、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板を製造することができる。
　なお、本実施形態においては、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍は、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、各焼鈍は、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よいし、大気中で焼鈍しても構わない。
　また本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に適用される板厚は、特に限定しないが、強度確保の観点から０．５ｍｍ以上、好ましくは０．６ｍｍ以上であることが望ましい。板厚が薄い場合は、成形後の部品において強度が不十分となる場合があるためである。製造対象となる部品のサイズや形状、耐荷重等を考慮して設計する必要がある。
　以上、本実施形態によれば、成形加工性及び成形後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、耐加工肌荒れ性に優れるため、特に、成形加工後に表面凹凸（肌荒れ）を除去するための研磨を要する用途に好適である。
　次に本発明の実施例を示す。本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要件を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　なお、下記にて示す表中の下線は、本実施形態の範囲から外れているものを示す。
　表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延にて所定の板厚まで圧延した。その後、熱延板焼鈍、冷間圧延、冷延板焼鈍を施して０．６ｍｍ厚のステンレス鋼板（製品板）Ｎｏ．１～４４を製造した。熱延板焼鈍の熱処理温度（焼鈍温度）、冷延率、冷延板焼鈍における４００～８００℃間の平均昇温速度、最高到達温度、冷却開始までの所要時間（保持時間）、ならびに最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度は表２～表４のように変化させた。なお、熱延板焼鈍における焼鈍時間（保持時間）は、４０～６０秒の範囲内とした。
　次に、得られたステンレス鋼板Ｎｏ．１～Ｎｏ．４４の幅中央付近から試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に準拠して線分法によって結晶粒度番号（ＧＳＮ）を測定した。なお、結晶粒度を測定する際は、試験片断面の光学顕微鏡組織写真より、１試料につき横切る結晶粒数を５００以上とした。
　さらに、ステンレス鋼板Ｎｏ．１～Ｎｏ．４４よりφ１１０ｍｍの試料を切り出し、油圧成形試験機により、絞り比２．２のカップ成形試験を行った。カップ成形後の肌荒れには絞り比が大きく影響するが、その他の成形条件は、影響を及ぼさないことが分かっている。なお、今回実施したカップ成形試験条件は、ポンチ径が５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒが５ｍｍ、ダイス径が５２ｍｍ、ダイス肩Ｒが５ｍｍ、しわ押さえ圧が１トン、クリアランスが片側１．６７ｔ（ｔは板厚）とした。さらに、試料とポンチ間の潤滑剤として、出光興産株式会社製の防錆油「ダフニーオイルコートＺ３（登録商標）」を塗布した。その後に成形後の鋼板表面を保護するために潤滑シート「ニチアス株式会社製ナフロンテープＴＯＭＢＯ９００１」を貼り付けた。
　絞り比２．２で成形が出来た試料については、カップ成形後の表面粗さを測定し加工肌荒れを評価した。
　ここで、カップ成形後の試料（成形品）の部位毎の表面粗さの程度、ばらつきについて調査したところ、縦壁部の内側と外側でばらつきがあること知見した。調査結果について詳述する。
　本発明者らは、カップ成形後の試料の各部位の表面粗さを調査した。カップ成形した後の加工肌荒れは、一般に知られているように単純に結晶粒度と歪量に比例するわけではなく、成形時の金型との接触により成形品の表面での凹凸の生成が抑制されるため、表面粗さが小さくなることを知見した。特に成形品の縦壁部のうち外壁においては、成形時に金型に押さえつけられる力が強く、成形時の凹凸の生成と金型との接触による凹凸の抑制とが競合しているため、成形品の粗さは測定位置ごとにばらつきが大きくなることが分かった。よって、カップ成形後の加工肌荒れの評価を縦壁部の外壁で行うことは不適切と考えた。
　そこで、金型に押さえつけられる力が比較的小さい縦壁部の内壁の表面粗さを測定した。その結果、カップ成形後の表面粗さを精度良く測定できることを知見した。また、外壁よりも内壁の方が表面粗さは大きいため、成形後の研磨工程において粗さが大きい内壁が最も研磨時間がかかってしまう。そのため、成形後の研磨を想定した表面粗さの測定（加工肌荒れの評価）は、成形品の縦壁部の内壁で実施するのが適切と考えられる。加工肌荒れの評価が、成形品の縦壁部の内壁で良好であれば、外壁でも良好であると判断することができる。
　カップ成形後の試料の縦壁部の内側の高さ中央部において、高さ方向に平行に５ｍｍ長さについて、二次元接触式の表面粗さ測定機を用いて、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１に記載の表面粗さ測定を行い、算術平均粗さＲａを算出した。算術平均粗さＲａ１．００μｍを基準とし、Ｒａが１．００μｍ未満の場合を加工肌荒れ評価が良好（「○」）と判断し、Ｒａが１．００μｍ以上の場合を加工肌荒れ評価を不良（「×」）と判断した。
　また、上記と同様に、電解抽出残渣法によって製品板におけるＰの析出量Ｐｐを測定した。
　まず、ステンレス鋼板の幅方向中心から、３０ｍｍ角程度の大きさの試験片を切り出し、鋼板表面に相当する試験片全面を番数♯６００の耐水研磨紙で湿式研磨した。研磨した後、１０％無水マレイン酸および２％テトラメチルアンモニウムクロライドを含むメタノール溶液中で－１００ｍＶの定電位で電解することにより試験片母材（ステンレス母材）を溶解した。電気分解後、溶解せずに溶液中に残存した残渣（析出物）を２００ｎｍメッシュのフィルタを用いて捕捉した。捕捉した析出物を、純水で洗浄および乾燥した。次いで、王水と過塩素酸により析出物を溶解させ、ＪＩＳ　Ｇ　１２５８に準拠してＩＣＰ発光分光分析法を用いて元素分析を行い析出物中のＰの質量を求めた。得られたＰ量を、電解による試験片の質量変化量（「電気分解前の試験片の質量」－「電気分解後の試験片の質量」）で除して百分率で表示したものを「Ｐの析出量Ｐｐ」（質量％）とした。
　なお、冷間圧延を施す前の熱延焼鈍板におけるＰの析出量Ｐｐついても同じ方法によって測定した。
　以上、測定結果、評価結果を表５～表７に示す。
　表２～表７に示すように、本実施形態によると、焼鈍条件、圧延条件の適正化によりリン化物の析出量を制御することで、加工後の肌荒れ性に優れ、かつ成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることが出来ることが分かった。
　本発明例では、Ｒａ＜１．００μｍであり加工肌荒れは抑制された。
　一方、表２～表７のＮｏ．２５、２６は成分組成が範囲外となった例であるが、いずれもＰの析出量Ｐｐおよび結晶粒度番号は実施形態の範囲内となったものの、成形性が劣化し絞りきることができなかった。またＮｏ．２７、２８はともにＴｉ、Ｎｂが無添加の鋼Ｌを用いた例であるが、Ｐの固定化が不十分でＰの析出量Ｐｐが０．００１％未満となるとともに、成形性が劣化し絞りきることができなかった。
　Ｎｏ．３、２２は、冷延板焼鈍時の平均昇温速度が低すぎたため、リン化物の固溶が進行してＰの析出量Ｐｐが不足した。さらに、結晶粒度番号が小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．５、１０、１２、２４は、保持時間が長すぎたため、リン化物の固溶が進行してＰの析出量Ｐｐが不足した。さらに、結晶粒度番号も小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．６、１５は、熱延板焼鈍時の焼鈍温度が低く、かつ平均昇温速度が低すぎたため、結晶粒度番号が小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．７は、冷延率が小さく、さらに最高到達温度が高すぎたため、粒成長が進行して結晶粒度番号が小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．９は、熱延板焼鈍時の焼鈍温度が高すぎたため、Ｐの析出量Ｐｐを確保できず加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１６は、最高到達温度が高すぎたため、結晶粒度番号が小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１９は、冷延板焼鈍時の平均昇温速度が低く、かつ保持時間が長すぎたため、リン化物の固溶が進行してＰの析出量Ｐｐが不足した。さらに、結晶粒度番号も小さくなり加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２０は、冷延率が小さすぎたため、結晶粒度番号が小さくなった。その結果、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．２１は、熱延板焼鈍時の焼鈍温度が高すぎたため、Ｐの析出量Ｐｐを確保できず加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．１４は、最高到達温度が高すぎたため、粒成長が進行して結晶粒度番号が小さくなり、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．３１は、冷延板焼鈍時の平均冷却速度が低いため、リン化物の固溶が進行してＰの析出量Ｐｐが不足し、かつ結晶粒度番号も小さくなり加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．３２は、冷延板焼鈍時の平均冷却速度が低いため、リン化物の固溶が進行してＰの析出量Ｐｐが不足し、加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．３６は、熱延板焼鈍時の焼鈍温度が高すぎたため、Ｐの析出量Ｐｐを確保できず加工肌荒れ性が劣化した。
　Ｎｏ．３８は、冷延板焼鈍時の平均昇温速度が低く、さらに最高到達温度が高すぎたため、粒成長が進行して結晶粒度番号が小さくなり加工肌荒れ性が劣化した。
　また図２において粒度番号９．０以上かつ析出Ｐ量０．００３％未満の領域では、比較的細粒のため加工肌荒れは多少の低下は望めるが、Ｐ化物による加工肌荒れを抑制する効果が無いため、同程度の粒度番号で析出Ｐ量の多い本発明例に比べて耐加工肌荒れ性で劣っている。
　なお、Ｐが０．００３％未満の鋼成分については、表２～表７のＮｏ．４と同様に製造したところ、析出Ｐ量が０．００３％以下であり、成形試験後のＲａは１．００μｍ以上であった。Ｐが０．１％超の鋼組成については、表２～表７のＮｏ．４と同様に製造したところ、成形性が劣り、成形できなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本実施形態によれば、成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供することが可能である。このため、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、成形用途に好適に適用される。

Claims (4)

  1. 　質量％にて、
    Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、
    Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、
    Ｐ：０．００３％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０３０％以下、
    Ｂ：０％以上０．００２５％以下、
    Ｓｎ：０％以上０．５０％以下、
    Ｎｉ：０％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０％以上１．００％以下、
    Ｍｏ：０％以上２．００％以下、
    Ｗ：０％以上１．００％以下、
    Ａｌ：０％以上１．００％以下、
    Ｃｏ：０％以上０．５０％以下、
    Ｖ：０％以上０．５０％以下、
    Ｚｒ：０％以上０．５０％以下、
    Ｃａ：０％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０％以上０．００５０％以下、
    Ｙ：０％以上０．１０％以下、
    Ｈｆ：０％以上０．１０％以下、
    ＲＥＭ：０％以上０．１０％以下、
    Ｓｂ：０％以上０．５０％以下を含み、さらに、
    Ｔｉ：０．４０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうち、いずれか一方又は両方を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　リン化物として存在しているＰ量が０．００３質量％以上であり、
    　ＪＩＳ　Ｇ　０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　質量％にて、更に、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００２５％以下、
    Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｃｕ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｍｏ：０．０５％以上２．００％以下、
    Ｗ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ａｌ：０．０５％以上１．００％以下、
    Ｃｏ：０．０５％以上０．５０％以下、
    Ｖ：０．０５％以上０．５０％以下、
    Ｚｒ：０．０５％以上０．５０％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｙ：０．００１％以上０．１０％以下、
    Ｈｆ：０．００１％以上０．１０％以下、
    ＲＥＭ：０．００１％以上０．１０％以下、
    Ｓｂ：０．００５％以上０．５０％以下の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の成分を有する鋼を、熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後、８５０℃以上９００℃以下の温度で熱処理を施す熱延板焼鈍工程と、
    　前記熱延板焼鈍工程後、圧延率を７５％以上９０％以下として圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程に引き続いて行う冷延板焼鈍工程と、を備え、
    　前記冷延板焼鈍工程において、昇温過程のうち４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度が８０℃／ｓ以上であり、板温の最高到達温度が８８０℃以上９８０℃以下であり、最高到達温度に到達後５ｓｅｃ以内に冷却を開始し、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、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の製造方法。
  4. 　請求項１又は２に記載の成分を有する鋼を、熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後、８５０℃以上９００℃以下の温度で熱処理を施して、リン化物として存在するＰ量を０．００３質量％以上とする熱延板焼鈍工程と、
    　前記熱延板焼鈍工程後、圧延率を７５％以上９０％以下として圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程に引き続いて行う冷延板焼鈍工程と、を備え、
    　前記冷延板焼鈍工程において、昇温過程のうち４００℃～８００℃の温度範囲における平均昇温速度が８０℃／ｓ以上であり、板温の最高到達温度が８８０℃以上９８０℃以下であり、最高到達温度に到達後５ｓｅｃ以内に冷却を開始し、最高到達温度から７００℃までの温度範囲における平均冷却速度を５０℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする、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の製造方法。
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