WO2020240959A1 - 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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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • 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 corrosion resistance and productivity and having a 0.2% proof stress equivalent to AISI439.
  • Stainless steel contains Cr in the steel, so that a dense and chemically stable passivation film is formed on the steel surface, and it has excellent corrosion resistance.
  • ferritic stainless steels are relatively inexpensive compared to austenitic stainless steels because they do not contain many expensive elements, have a small coefficient of thermal expansion, and have magnetism. Due to its characteristics, it is applied to various applications such as cooking utensils and automobile exhaust system members.
  • AISI439 (18 mass% Cr-0.3 mass% Ti steel).
  • AISI439 has excellent corrosion resistance, and since Ti is contained in the steel, the occurrence of sensitization is suppressed and the welded portion is excellent in corrosion resistance.
  • AISI439 is a ferrite-based stainless steel having a relatively low recrystallization temperature, and is not an annealing line dedicated to stainless steel having a high maximum annealing temperature in the cold-rolled plate annealing process, which is one of the manufacturing processes.
  • the maximum annealing temperature is as low as about 900 ° C.
  • the annealing line for both ordinary steel and stainless steel can soften the steel, and the productivity is high, so it is relatively inexpensive. Therefore, AISI439 is applied to a wide range of applications including automobile exhaust system members.
  • SUH409L has high productivity because the recrystallization temperature is relatively low like AISI439. Further, it is cheaper than AISI439 because the content of Cr that causes an increase in raw material cost and manufacturing cost is low. However, in many cases, AISI439 could not be replaced by SUH409L, and AISI439 has been used continuously.
  • SUH409L cannot replace the material of the member in which AISI439 is used is mainly due to the following two points.
  • SUH409L has a lower content of Cr, which is an element for improving corrosion resistance, than AISI439, and has lower corrosion resistance than AISI439.
  • the steel sheet is not required to have the same corrosion resistance as AISI439 due to the optimization of the member structure, but the SUH409L may have insufficient corrosion resistance.
  • SUH409L has a lower content of Cr, which is both a corrosion resistance improving element and a solid solution strengthening element, than AISI439, and has a low 0.2% proof stress.
  • the difference in 0.2% proof stress of the steel sheet causes a change in the amount of so-called springback, in which the steel sheet slightly returns to its original shape after being bent or otherwise processed. Such a difference in the amount of springback becomes a problem in the processing of steel sheets.
  • the bending angle during processing is set to be larger than the target bending angle.
  • the sum of the bending angle at the time of machining and the angle returned by the springback becomes exactly the target bending angle, and a desired machining shape can be obtained.
  • Patent Document 1 describes C: 0.015% by mass or less, Si: 0.5% by mass or less, Cr: more than 25.0 to 35.0% by mass, N: 0.020% by mass or less, Ti: 0. Ferritic stainless steel with excellent impact resistance and perforation, containing 50% by mass or less, the balance having the composition of Fe excluding unavoidable impurities, and the minimum value of 0.2% resistance in three directions being 320 N / mm 2 or more. Is disclosed.
  • Patent Document 2 describes C: 0.15% by mass or less, Si: 1.0% by mass or less, Mn: 1.0% by mass or less, S: 0.005% by mass or less, Cr: 10 to 20% by mass, Ni: 0.5% by mass or less, Al: 0.001 to 0.05% by mass, Fe: Substantially the composition of the balance, size: 10 ⁇ m or less, Al 2 O 3 system and / or Al 2 O 3 ⁇ MgO
  • a processed hardened material of a stainless steel plate having a processed ferrite structure in which system inclusions are dispersed with a cleanliness of 0.06 or less is disclosed.
  • the present invention has been developed in view of the above problems, and is a ferritic stainless steel having a Cr content of less than 15.0% by mass, excellent productivity and corrosion resistance, and 0.2% proof stress equivalent to AISI439. It is an object of the present invention to provide a stainless steel sheet and a method for producing the same.
  • excellent in productivity means that the cold-rolled plate is annealed at 900 ° C. ⁇ 20 s (20 s at 900 ° C.) in the evaluation of the hardness change of the cold-rolled plate accompanying the annealing described below. It means that the hardness of the cold-spread annealed plate decreases until the formula (1) is satisfied. If the formula (1) is satisfied, the cold-rolled plate can be annealed at 900 ° C. ⁇ 20 s, and the cold-rolled plate can be annealed on an annealing line for both ordinary steel and stainless steel.
  • the cold-rolled plate (cold-rolled plate not annealed) was evaluated for the cold-rolled plate obtained by cold-rolling the hot-rolled annealed plate at a reduction rate of 67%.
  • test pieces having a length of 15 mm and a width of 20 mm were cut out from the cold rolled plate obtained by cold rolling, and the Vickers hardness (HV) of the cross section of one of the test pieces was used as a test force 9. Measure under the conditions of 8.N and holding time of 15 seconds, and use the above hardness a.
  • the remaining two test pieces were annealed with a cold-rolled plate at 900 ° C. for 20 s and 1050 ° C. for 20 s, and then cut into a size of 15 mm in length and 10 mm in width.
  • the hardness (HV) is measured under the above-mentioned conditions, and is defined as the above-mentioned hardnesses b and c, respectively.
  • excellent in corrosion resistance means that after polishing a steel sheet to No. 400 with emery abrasive paper, a 5.0 mass% NaCl aqueous solution is sprayed (2 hours, 35 ° C.) in accordance with JASO M609-91. , 98% RH), dry (4 hours, 60 ° C, 30% RH), wet (2 hours, 50 ° C, 95% RH or more) as one cycle, and 5 cycles of corrosion test were performed. Indicates that is 20% or less.
  • "having a 0.2% proof stress equivalent to AISI439” means that the steel sheet has a rolling direction (L direction), a 45 degree direction (D direction) with respect to the rolling direction, and a rolling direction.
  • L direction rolling direction
  • D direction 45 degree direction
  • C direction perpendicular direction
  • the present inventors have a Cr content of less than 15.0% by mass, excellent productivity and corrosion resistance, and a ferritic stainless steel sheet having a 0.2% proof stress equivalent to AISI439. It was investigated. As a result, the following findings were obtained.
  • C 0.004 to 0.020%
  • Si 0.05 to 0.90%
  • Mn 0.05 to 0.60%
  • P 0.050% or less
  • S 0 .030% or less
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Cr 13.0% or more and less than 15.0%
  • Ti 0.15 to 0.35%
  • Nb 0.030 to 0.090%
  • V 0.010 to 0.200%
  • N 0.004 to 0.020%
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is 200 to 400 ⁇ m.
  • ferritic stainless steel sheet having a structure of 2 and having a 0.2% proof stress in the L, D, and C directions of 230 to 300 MPa, the productivity and corrosion resistance are excellent, and AISI439 and AISI439 are used. A ferritic stainless steel plate having the same 0.2% proof stress can be obtained.
  • the mechanism is considered as follows.
  • the grain refinement of the hot-rolled annealed plate is achieved by making the conditions of hot rolling and hot-rolled annealed suitable. Furthermore, by cold-rolling a hot-rolled annealed plate with fine crystal grains and then performing finish annealing under appropriate conditions, a cold-rolled annealed plate with fine crystal grains can be obtained, resulting in a 0.2% proof stress. Can be improved.
  • Nb was selected as the solid solution strengthening element for increasing the 0.2% proof stress of the cold-spread annealed plate from the viewpoint of not causing a decrease in corrosion resistance.
  • the recrystallization temperature of the cold-rolled plate rises.
  • the increase in recrystallization temperature due to Nb is due to the fact that some Nb are precipitated as fine NbC, which causes dislocations and pinning effects at grain boundaries.
  • the precipitated NbC is mainly precipitated as a composite precipitate with coarse TiN ((Nb, V) C is precipitated on the surface of the coarse TiN) and the recrystallization temperature. Is thought to be suppressed.
  • the present invention is based on the above findings, and its gist structure is as follows.
  • C 0.004 to 0.020%
  • Si 0.05 to 0.90%
  • Mn 0.05 to 0.60%
  • P 0.050% or less
  • S 0.030% or less
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Cr 13.0% or more and less than 15.0%
  • Ti 0.15 to 0.35%
  • Nb 0.030-0.090%
  • the component composition is further increased by mass%. Ni: 0.01-0.60%, Cu: 0.01 to 0.80%, Co: 0.01-0.50%, Mo: 0.01 to 1.00%, and W: 0.01 to 0.50%
  • the component composition is further increased by mass%.
  • a hot rolling step in which a steel material having the above composition is held at a temperature of 1100 to 1250 ° C. for 10 minutes or more, then hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and then wound at a winding temperature of 500 to 600 ° C.
  • the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet annealing step is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet, the cold-rolled sheet is annealed at a temperature of 880 to 900 ° C. for 5 to 180 seconds to obtain a cold-rolled sheet.
  • a method for manufacturing a ferritic stainless steel sheet which comprises a cold-rolled sheet annealing step.
  • a ferritic stainless steel sheet having a Cr content of less than 15.0% by mass, excellent productivity and corrosion resistance, and a 0.2% proof stress equivalent to AISI439, and a method for producing the same. can do.
  • C is an element effective for increasing the 0.2% proof stress of steel. This effect can be obtained by setting the C content to 0.004% or more. However, if the C content exceeds 0.020%, the steel becomes hard and the moldability is lowered, or the corrosion resistance is lowered. Therefore, the C content is set to 0.004 to 0.020%.
  • the C content is 0.006% or more. More preferably, the C content is 0.008% or more. Further, preferably, the C content is 0.015% or less. More preferably, the C content is 0.012% or less.
  • Si 0.05 to 0.90% Si has a deoxidizing effect. This effect can be obtained by setting the Si content to 0.05% or more. However, when the Si content exceeds 0.90%, the steel becomes hard and the 0.2% proof stress increases excessively. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.90%.
  • the Si content is 0.07% or more. More preferably, the Si content is 0.10% or more. More preferably, the Si content is 0.15% or more. Even more preferably, the Si content is 0.22% or more. Further, preferably, the Si content is 0.80% or less. More preferably, the Si content is 0.60% or less.
  • Mn 0.05 to 0.60% Mn has a deoxidizing effect. This effect can be obtained by setting the Mn content to 0.05% or more. However, when the Mn content exceeds 0.60%, precipitation and coarsening of MnS are promoted, and this MnS becomes a starting point of corrosion and the corrosion resistance of the steel sheet is lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.05 to 0.60%. Preferably, the Mn content is 0.15% or more. Further, preferably, the Mn content is 0.30% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that reduces corrosion resistance. Further, P is segregated at the grain boundaries to reduce hot workability. Therefore, the P content is preferably as low as possible and is 0.050% or less. Preferably, the P content is 0.040% or less. More preferably, the P content is 0.030% or less.
  • S 0.030% or less S forms MnS as a precipitate with Mn. This MnS becomes a starting point of corrosion and lowers corrosion resistance. Therefore, the S content is preferably as low as 0.030% or less. Preferably, the S content is 0.020% or less.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Al has a deoxidizing effect. This effect is obtained when the Al content is 0.001% or more. However, when the Al content exceeds 0.100%, the steel becomes hard and the moldability is lowered, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Al content is set to 0.001 to 0.100%.
  • the Al content is 0.030% or more. Further, preferably, the Al content is 0.060% or less.
  • Cr 13.0% or more and less than 15.0% Cr is an element that forms a passivation film on the surface to enhance corrosion resistance. If the Cr content is less than 13.0%, sufficient corrosion resistance cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content is 15.0% or more, the raw material cost and the manufacturing cost increase. Therefore, the Cr content is set to 13.0% or more and less than 15.0%. Preferably, the Cr content is 13.5% or more. Further, preferably, the Cr content is 14.5% or less. Preferably, the Cr content is 14.0% or less.
  • Ti 0.15 to 0.35%
  • Ti is an element that fixes C and N by forming a carbonitride and suppresses the occurrence of sensitization. This effect can be obtained by setting the Ti content to 0.15% or more. However, when the Ti content exceeds 0.35%, the steel becomes hard and the formability deteriorates. Therefore, the Ti content is set to 0.15 to 0.35%.
  • the Ti content is 0.20% or more. Further, preferably, the Ti content is 0.30% or less.
  • Nb 0.030-0.090%
  • Nb is an element effective for increasing the 0.2% proof stress of steel by being dissolved in the steel of the cold annealed sheet. This effect can be obtained by setting the Nb content to 0.030% or more. However, when the Nb content exceeds 0.090%, the recrystallization temperature of steel rises even if the effect of suppressing the rise in recrystallization temperature due to V, which will be described later, is obtained, and an annealing line for both ordinary steel and stainless steel is formed. When manufactured using it, the softening of the steel becomes insufficient, or the crystal grains become excessively fine, and the 0.2% strength becomes high. Therefore, the Nb content is set to 0.030 to 0.090%. Preferably, the Nb content is 0.035% or more. More preferably, the Nb content is 0.040% or more. Further, preferably, the Nb content is 0.080% or less. More preferably, the Nb content is 0.070% or less.
  • V 0.010 to 0.200%
  • V is an element that enhances productivity by suppressing an increase in the recrystallization temperature of steel due to Nb. This effect can be obtained by setting the V content to 0.010% or more.
  • the V content is set to 0.010 to 0.200%.
  • the V content is 0.020% or more. More preferably, the V content is 0.030% or more. Further, preferably, the V content is 0.150% or less. More preferably, the V content is 0.100% or less.
  • N 0.004 to 0.020%
  • N is an element effective in increasing the 0.2% proof stress of steel. This effect can be obtained by setting the N content to 0.004% or more. However, when the N content exceeds 0.020%, the steel becomes hard and the moldability is lowered, or the corrosion resistance is lowered. Therefore, the N content is set to 0.004 to 0.020%.
  • the N content is 0.005% or more. More preferably, the N content is 0.007% or more. Further, preferably, the N content is 0.015% or less. More preferably, the N content is 0.012% or less.
  • the rest other than the above components are Fe and unavoidable impurities.
  • one or two selected from the following groups A and B may be contained.
  • Group A Ni: 0.01 to 0.60%, Cu: 0.01 to 0.80%, Co: 0.01 to 0.50%, Mo: 0.01 to 1.00%, and W : One or more selected from 0.01 to 0.50%
  • Group B Zr: 0.01 to 0.50%, B: 0.0003 to 0.0030%, Mg: 0 0005 to 0.0100%, Ca: 0.0003 to 0.0030%, Y: 0.01 to 0.20%, REM (rare earth metal): 0.01 to 0.10%, Sn: 0.01 One or more selected from ⁇ 0.50% and Sb: 0.01 ⁇ 0.50%
  • Ni 0.01-0.60% Ni enhances the corrosion resistance of steel by suppressing the active melting of steel in a low pH environment.
  • the Ni content is set to 0.01 to 0.60%.
  • the Ni content is 0.10% or more. Further, preferably, the Ni content is 0.25% or less.
  • Cu 0.01 to 0.80% Cu is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel.
  • the Cu content is set to 0.01 to 0.80%.
  • the Cu content is 0.30% or more. More preferably, the Cu content is 0.40% or more.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less. More preferably, the Cu content is 0.45% or less. Even more preferably, the Cu content is 0.42% or less.
  • Co 0.01-0.50%
  • Co is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel.
  • the Co content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Co content is 0.03% or more. More preferably, the Co content is 0.05% or more. Further, preferably, the Co content is 0.30% or less. More preferably, the Co content is 0.10% or less.
  • Mo 0.01-1.00% Mo has the effect of improving the corrosion resistance of stainless steel.
  • the Mo content is set to 0.01 to 1.00%.
  • the Mo content is 0.03% or more. More preferably, the Mo content is 0.05% or more. Further, preferably, the Mo content is 0.50% or less. More preferably, the Mo content is 0.30% or less.
  • W 0.01 to 0.50%
  • W is an element that improves the corrosion resistance of stainless steel.
  • the W content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the W content is 0.03% or more. More preferably, the W content is 0.05% or more. Further, preferably, the W content is 0.30% or less. More preferably, the W content is 0.10% or less.
  • Zr 0.01-0.50%
  • Zr is an element that fixes C and N by forming a carbonitride and improves the corrosion resistance of steel.
  • the Zr content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Zr content is 0.03% or more. More preferably, the Zr content is 0.05% or more. Further, preferably, the Zr content is 0.40% or less. More preferably, the Zr content is 0.30% or less.
  • B 0.0003 to 0.0030% B has the effect of improving the strength of steel. On the other hand, if B is excessively contained, the steel becomes hard and the 0.2% proof stress increases excessively. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0003 to 0.0030%. Preferably, the B content is 0.0010% or more. Further, preferably, the B content is 0.0025% or less.
  • Mg acts as an antacid.
  • the Mg content is set to 0.0005 to 0.0100%.
  • the Mg content is 0.0010% or more.
  • the Mg content is 0.0050% or less. More preferably, the Mg content is 0.0030% or less.
  • Ca acts as an antacid.
  • the Ca content is set to 0.0003 to 0.0030%.
  • the Ca content is 0.0005% or more. More preferably, the Ca content is 0.0007% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0025% or less. More preferably, the Ca content is 0.0015% or less.
  • Y 0.01 to 0.20%
  • Y is an element that improves the cleanliness of steel.
  • the Y content is set to 0.01 to 0.20%.
  • the Y content is 0.03% or more.
  • the Y content is 0.10% or less.
  • REM Radar Metals: 0.01-0.10% REM (rare earth metal: an element having atomic numbers 57 to 71 such as La, Ce, and Nd) is an element that improves the cleanliness of steel.
  • the REM content is set to 0.01 to 0.10%.
  • the REM content is 0.02% or more.
  • the REM content is 0.05% or less.
  • the REM content in the present invention is the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REM.
  • Sn 0.01 to 0.50%
  • Sn is an element effective in suppressing rough processed skin.
  • the Sn content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Sn content is 0.03% or more. Further, preferably, the Sn content is 0.20% or less.
  • Sb 0.01 to 0.50% Similar to Sn, Sb is an element effective in suppressing rough processed skin. On the other hand, if Sb is contained in excess, surface defects increase. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is set to 0.01 to 0.50%. Preferably, the Sb content is 0.03% or more. Further, preferably, the Sb content is 0.20% or less.
  • the components are It shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Average cross-sectional area of crystal grains 200-400 ⁇ m 2
  • the average cross-sectional area of the crystal grains in the structure is controlled within a predetermined range, so that the product can be produced with excellent productivity.
  • Ferritic stainless steel having 0.2% proof stress equivalent to AISI439 can be obtained.
  • the average cross-sectional area of the crystal grains affects the 0.2% proof stress of the steel. If the average cross-sectional area of the crystal grains is less than 200 ⁇ m 2 , the 0.2% proof stress of the steel becomes high, and the 0.2% proof stress equivalent to AISI439 cannot be obtained.
  • the average cross-sectional area of the crystal grains in the structure is set to 200 to 400 ⁇ m 2 .
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is 240 ⁇ m 2 or more.
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is 360 ⁇ m 2 or less.
  • the average cross-sectional area of the crystal grains can be controlled by a production method described later.
  • the average cross-sectional area of the crystal grains can be evaluated by the following method.
  • a test piece for structure observation having a width of 10 mm and a length of 15 mm is cut out from a ferritic stainless steel plate, embedded in a resin so that the cross section in the length direction becomes the observation surface, and then the observation surface is mirror-polished. Then, the observation surface is etched with a picric acid hydrochloric acid solution (100 mL ethanol-1 g picric acid-5 mL hydrochloric acid) to reveal grain boundaries, and then the structure is photographed with an optical microscope at a magnification of 500 times.
  • a picric acid hydrochloric acid solution 100 mL ethanol-1 g picric acid-5 mL hydrochloric acid
  • a circle with a radius of 100 ⁇ m (a circle with a radius of 50 mm when the observation image is printed at a magnification of 500 times) is drawn with respect to the obtained observation image in the actual field of view, and the crystal grains completely contained in the circle.
  • the average cross-sectional area A ( ⁇ m) of the crystal grains given by measuring the number as n 1 and the number of crystal grains cut by the circumference as n 2 and substituting the obtained measurement results into the following formula (2) 2 ) is evaluated.
  • A 31400 / (n 1 + 0.6 ⁇ n 2 ) ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • 0.2% proof stress in the L direction 230-300 MPa 0.2% proof stress in the D direction: 230-300 MPa 0.2% proof stress in C direction: 230-300 MPa
  • 0.2% proof stress equivalent to AISI439 0.2% in the L, C and D directions of ferritic stainless steel sheets. It is necessary that the proof stress is in the range of 230 to 300 MPa.
  • the 0.2% proof stress in any direction is less than 230 MPa, it is compared with AISI439 when the steel is processed so that the direction perpendicular to the direction in which the 0.2% proof stress is less than 230 MPa is the bending ridge line. Then the amount of springback becomes smaller.
  • the 0.2% proof stress in any direction exceeds 300 MPa
  • the steel is processed so that the direction perpendicular to the direction in which the 0.2% proof stress exceeds 300 MPa becomes the bending ridge line, as compared with AISI439. Then, the amount of springback increases. Therefore, the 0.2% proof stress in the L direction, the D direction, and the C direction is set to 230 to 300 MPa.
  • the 0.2% proof stress is 240 MPa or more. Further, preferably, the 0.2% proof stress is 290 MPa or less.
  • a steel having the above-mentioned composition is melted by a known method such as a converter or an electric furnace, and then made into a steel material (steel slab) by a continuous casting method or an ingot-integration method. After holding this steel material at a temperature of 1100 to 1250 ° C. for 10 minutes or more, it is hot-rolled to obtain a hot-rolled plate, and then the hot-rolled plate is wound at a winding temperature of 500 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to be hot-rolled. It is a plate coil.
  • the hot-rolled plate is annealed by holding it at a temperature of 940 to 1000 ° C. for 5 to 180 seconds to obtain a hot-rolled annealed plate.
  • the atmosphere of hot-rolled sheet annealing is preferably an atmospheric atmosphere.
  • the scale is then removed by pickling.
  • cold rolling is performed to obtain a cold-rolled plate, and then the cold-rolled plate is annealed at a temperature of 880 to 900 ° C. for 5 to 180 seconds to obtain a cold-rolled annealed plate. After annealing the cold-rolled plate, pickling or surface grinding is performed to remove the scale.
  • Skin pass rolling may be performed on the cold-rolled annealed sheet from which the scale has been removed. However, if the reduction rate of skin pass rolling exceeds 2%, not only the 0.2% proof stress becomes excessively high, but also the moldability deteriorates. Therefore, when skin pass rolling is performed, the reduction rate should be 2% or less. It is preferable to do so.
  • a hot-rolled plate with a small amount of solid solution C and solid solution N can be obtained by precipitating nitride. Since the obtained hot-rolled plate has strain remaining in the steel and has a small amount of solid solution C and N, recrystallization can occur even by annealing at a relatively low temperature of 940 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. Occur. Further, by setting the annealing temperature to a relatively low temperature, a hot-spread annealed plate having relatively small crystal grains can be obtained.
  • a hot-rolled annealed plate having relatively small crystal grains is cold-rolled to obtain a cold-rolled plate, and then the cold-rolled plate is annealed at a temperature of 880 ° C. or higher and 900 ° C. or lower to cool the desired crystal grain size.
  • An annealing plate can be obtained.
  • the heating time of the steel slab is less than 10 minutes, NbC in the steel is not sufficiently solid-solved, and the effect of increasing the 0.2% proof stress by Nb on the cold-spread annealing plate cannot be obtained, and the cold-spread annealing is not obtained.
  • the 0.2% proof stress of the board is reduced.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1250 ° C., the steel slab is deformed and the manufacturability of the hot-rolled plate in the hot rolling process is lowered. Therefore, in the present invention, it is preferable to hold the steel slab at 1100 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower for 10 minutes or longer and then hot-roll it to obtain a hot-rolled plate.
  • the heating temperature of the steel slab is 1150 ° C. or higher.
  • the heating time is more preferably 30 minutes or more.
  • the heating temperature of the steel slab is 1200 ° C. or lower.
  • the heating time of the steel slab is preferably 2 hours or less. ..
  • the winding temperature of the hot-rolled plate is less than 500 ° C.
  • the precipitation of Cr carbonitride in the steel becomes insufficient, and the amount of solid solution C and solid solution N contained in the hot-rolled plate becomes excessive.
  • the recrystallization temperature of the hot-rolled plate becomes high. In that case, even if the hot-rolled plate is annealed at a temperature described later, the hot-rolled plate does not recrystallize.
  • a locally high-strain field with locally high lattice strain is formed near the grain boundaries, and these are recrystallized nuclei in the annealing process of the cold-rolled sheet.
  • the hot-rolled plate does not recrystallize, and the crystal grains of the cold-rolled annealed plate become coarse, and the 0.2% proof stress of the cold-rolled annealed plate decreases. To do. Therefore, in the present invention, it is preferable to wind the hot-rolled plate after hot rolling at a winding temperature of 500 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to obtain a hot-rolled plate coil.
  • a process of annealing a hot-rolled plate by holding the hot-rolled plate at a temperature of 940 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower for 5 to 180 seconds to obtain a hot-rolled plate (heat-rolled plate annealing step). If the hot-rolled sheet annealing temperature is less than 940 ° C., the hot-rolled plate does not recrystallize, and the crystal grains of the cold-rolled annealed plate become coarse, and the 0.2% proof stress of the cold-rolled annealed plate decreases.
  • the hot-rolled annealed temperature exceeds 1000 ° C.
  • the crystal grains of the hot-rolled annealed plate become coarse
  • the crystal grains of the cold-rolled annealed plate become coarse
  • the 0.2% proof stress of the cold-rolled annealed plate decreases.
  • the holding time of the hot-rolled sheet is less than 5 seconds
  • the hot-rolled plate does not recrystallize, and the crystal grains of the cold-rolled annealed plate become coarse, and the 0.2% proof stress of the cold-rolled annealed plate becomes coarse. Decreases.
  • the holding time of the hot-rolled annealed plate exceeds 180 seconds, the crystal grains of the hot-rolled annealed plate become coarse, the crystal grains of the cold-rolled annealed plate become coarse, and the 0.2% proof stress of the cold-rolled annealed plate decreases.
  • the annealing temperature range of the hot-rolled plate is 950 ° C. or higher and 980 ° C. or lower.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 10 seconds or more.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 30 seconds or less.
  • the hot-rolled annealed sheet after the hot-rolled sheet annealing process is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet.
  • the cold reduction rate is preferably 50% or more. More preferably, it is 65% or more.
  • a process of annealing a cold-rolled plate in which the cold-rolled plate is held at a temperature of 880 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 5 to 180 seconds to obtain a cold-rolled plate (cold-rolled plate annealing step).
  • the cold-rolled plate annealing temperature is less than 880 ° C., the crystal grains of the steel become excessively fine and the 0.2% proof stress becomes excessively high.
  • cold-rolled plate annealing exceeding 900 ° C. cannot be performed on a highly productive common steel-stainless steel combined annealing line.
  • the holding time of the cold-rolled plate annealing is less than 5 seconds, the crystal grains of the steel become excessively fine and the 0.2% proof stress becomes excessively high.
  • the holding time of cold-rolled plate annealing exceeds 180 seconds, the crystal grains of the steel become coarse and the 0.2% proof stress becomes excessively low. Therefore, in the present invention, it is preferable to perform cold-rolled plate annealing in which the cold-rolled plate is held at 880 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for 5 to 180 seconds. More preferably, the annealing temperature range of the cold rolled plate is 890 ° C. or higher.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 10 seconds or more.
  • the above-mentioned holding time is more preferably 120 seconds or less.
  • Example 1 After melting a ferritic stainless steel having the component composition shown in Table 1-1 into a 100 kg ingot (steel material), each slab shown in Table 1-2 is heated at each slab heating temperature shown in Table 1-2. After holding the heating time, hot rolling was performed to obtain a hot-rolled plate having a plate thickness of 3.0 mm. Immediately after the final pass of hot rolling is completed, the hot-rolled plate is air-cooled to each winding temperature shown in Table 1-2, and then the hot-rolled plate is inserted into an electric furnace and held at each winding temperature for 1 hour. After that, it was cooled in an electric furnace.
  • the hot-rolled plate after hot rolling is placed at each winding temperature in the actual production line. This is a simulation of the temperature history in which the product is wound into a coil and then slowly cooled.
  • the obtained hot-rolled plate was held at each hot-rolled plate annealing temperature shown in Table 1-2 for each hot-rolled plate annealing time shown in Table 1-2, and then air-cooled to obtain a hot-rolled annealed plate.
  • This hot-rolled annealed plate was pickled with a sulfuric acid solution followed by a mixed solution of hydrofluoric acid and nitric acid to be used as a material for cold rolling, and then cold-rolled to a plate thickness of 1.0 mm to obtain a cold-rolled plate. ..
  • a part of the obtained cold-rolled plate was held at the annealing temperature of each cold-rolled plate shown in Table 1-2 for the annealing time of each cold-rolled plate shown in Table 1-2, and then air-cooled.
  • the surface scale was removed by surface grinding to obtain a cold-spread annealed plate.
  • the obtained cold-rolled plate and cold-rolled annealed plate were subjected to the following evaluation.
  • test pieces having a length of 15 mm and a width of 20 mm were cut out from the cold-rolled plate, and the Vickers hardness (HV) of the cross section of one of the test pieces was measured and used as the above-mentioned hardness a. .. Further, the remaining two test pieces were annealed at 900 ° C. for 20 s and at 1050 ° C. for 20 s, respectively, and then cut into a size of 15 mm in length ⁇ 10 mm in width, and the Vickers hardness of the cross section of the cut test pieces ( HV) was measured and set to the above hardnesses b and c, respectively.
  • HV Vickers hardness
  • the test surface was mirror-polished and used for the test.
  • the measurement conditions for Vickers hardness were a test force of 9.8 N and a holding time of 15 seconds. Those having the measured hardnesses a, b, and c satisfying the formula (1) were evaluated as " ⁇ (pass)", and those not satisfying the measured hardness were evaluated as " ⁇ (fail)". If the evaluation is ⁇ , it can be evaluated that the cold-rolled plate can be annealed on the annealing line for both ordinary steel and stainless steel, and the productivity is excellent.
  • a circle with a radius of 100 ⁇ m (a circle with a radius of 50 mm when the observation image is printed at a magnification of 500 times) is drawn with respect to the obtained observation image in the actual field of view, and the crystal grains completely contained in the circle.
  • the average cross-sectional area A ( ⁇ m) of the crystal grains given by measuring the number as n 1 and the number of crystal grains cut by the circumference as n 2 and substituting the obtained measurement results into the following formula (2) 2 ) was evaluated.
  • A 31400 / (n 1 + 0.6 ⁇ n 2 ) ⁇ ⁇ ⁇ (2)
  • test piece having a length of 80 mm and a width of 60 mm was cut out from a cold-spread annealed plate obtained under the above manufacturing conditions by shearing.
  • the surface of the test piece was polished to No. 400 with emery paper, degreased with acetone, and then subjected to a corrosion test to evaluate the corrosion resistance.
  • Corrosion tests were carried out in accordance with JASO M609-91.
  • One cycle is 5.0 mass% NaCl aqueous solution spray (35 ° C., relative humidity 98%) 2h ⁇ dry (60 ° C., relative humidity 30%) 4h ⁇ wet (50 ° C., relative humidity 95% or more) 2h, 5 cycles Corrosion test was carried out. After the test, the rusting area ratio was measured by image analysis in a region of 30 mm ⁇ 30 mm in the center of the surface of the test piece from a photograph of the surface of the test piece. Then, those having a rust area ratio of 20% or less were evaluated as " ⁇ (pass)", and those having a rust area ratio of more than 20% were evaluated as " ⁇ (fail)". If it is ⁇ in this evaluation, it can be evaluated as having excellent corrosion resistance.
  • the ferritic stainless steel sheets (Test Nos. 1-1 to 1-9) of the example of the present invention have a productivity evaluation of " ⁇ ", an average cross-sectional area of crystal grains of 200 ⁇ m 2 or more and 400 ⁇ m 2 or less, and L.
  • the 0.2% proof stress in all three directions of the direction, the D direction and the C direction is 230 MPa or more and 300 MPa or less, and the evaluation of the corrosion resistance is " ⁇ ", and the 0.2% proof stress equivalent to AISI439 is obtained. It was found that it was excellent in productivity and corrosion resistance.
  • Test No. In the comparative example of 1-12, the hot-rolled plate winding temperature is higher than the range of the present invention, the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention, and the L direction and the C direction are larger than the range of the present invention. The 0.2% proof stress was low.
  • the hot-rolled plate winding temperature is lower than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and the range of the present invention are higher than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was low in all three directions in the C direction.
  • the hot-rolled plate annealing temperature is lower than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are larger than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was low in all three directions.
  • the hot-rolled plate annealing temperature is higher than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are larger than the range of the present invention.
  • the yield strength was low by 0.2% in all three directions.
  • the hot-rolled plate annealing time is shorter than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are larger than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was low in all three directions.
  • the hot-rolled plate annealing time is longer than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are larger than the range of the present invention.
  • the yield strength was low by 0.2% in all three directions.
  • the cold-rolled plate annealing temperature is lower than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is smaller than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are smaller than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was high in all three directions.
  • the cold-rolled plate annealing time is longer than the range of the present invention
  • the average cross-sectional area of the crystal grains is larger than the range of the present invention
  • the L direction, the D direction and C are larger than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was low in all three directions.
  • Example 2 Ferritic stainless steel having the composition shown in Table 2 is melted into a 100 kg ingot (steel material), heated at a temperature of 1160 ° C. for 1 hour, hot-rolled, and hot-rolled to a plate thickness of 3.0 mm. It was made into a board. Immediately after the final pass of hot rolling is completed, the hot-rolled sheet is air-cooled to 550 ° C., then the hot-rolled sheet is inserted into an electric furnace set at 550 ° C. and held for 1 hour, and then cooled in the electric furnace. did. The obtained hot-rolled plate was held at 980 ° C. for 20 seconds and then air-cooled to obtain a hot-spread annealed plate.
  • the hot-rolled annealed plate was pickled with a sulfuric acid solution followed by a mixed solution of hydrofluoric acid and nitric acid to be used as a material for cold rolling, and then cold-rolled to a plate thickness of 1.0 mm to obtain a cold-rolled plate.
  • a part of the obtained cold-rolled plate was held at 900 ° C. for 100 seconds, then air-cooled, and then the front and back surfaces were ground to remove the surface scale to obtain a cold-rolled annealed plate.
  • the obtained cold-rolled plate and cold-rolled annealed plate were subjected to the above-mentioned evaluation.
  • the test No. 2-32 and 2-33 are reference examples, and the above-mentioned test No. No. 2-32 is a component composition of SUH409L standard, and the test No. 2-33 is a component composition of AISI439 standard.
  • the ferritic stainless steel sheets (Test Nos. 2-1 to 2-25) of the example of the present invention have a productivity evaluation of " ⁇ ", an average cross-sectional area of crystal grains of 200 ⁇ m 2 or more and 400 ⁇ m 2 or less, and L.
  • the 0.2% proof stress in all three directions of the direction, the D direction and the C direction is 230 MPa or more and 300 MPa or less, and the evaluation of the corrosion resistance is " ⁇ ", and the 0.2% proof stress equivalent to AISI439 is obtained. It was found that the productivity was excellent and the corrosion resistance was excellent.
  • Test No. In the comparative example of 2-27, since the content of Nb is higher than the component range of the present invention, the productivity is inferior, and the average cross-sectional area of the crystal grains is smaller than the range of the present invention, which is smaller than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was high in all three directions of the L direction, the D direction and the C direction.
  • Test No. In the comparative example of 2-28, since the V content is lower than the component range of the present invention, the productivity is inferior, and the average cross-sectional area of the crystal grains is smaller than the range of the present invention, which is smaller than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was high in all three directions of the L direction, the D direction and the C direction.
  • Test No. In the comparative example of 2-29, the V content is higher than the component range of the present invention, the productivity is inferior, and the average cross-sectional area of the crystal grains is smaller than the range of the present invention, which is larger than the range of the present invention.
  • the 0.2% proof stress was high in all three directions of the direction, the D direction and the C direction.
  • Test No. 2-32 is a reference example having a component composition of SUH409L standard. Test No. In 2-32, the desired corrosion resistance and 0.2% proof stress cannot be obtained.
  • Test No. 2-33 is a reference example having a component composition of AISI439 standard. Test No. Since 2-33 contains Cr of 15.0% by mass or more, the raw material cost and the manufacturing cost are high.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention has excellent corrosion resistance and 0.2% proof stress equivalent to AISI439, it is used for automobile exhaust system members, rockers, parts for home appliances, building materials, kitchen equipment, railway vehicles, and electric devices. It is suitable for parts and the like, and is particularly suitable for automobile exhaust system members such as automobile exhaust pipes, converter cases, front pipes, center pipes, mufflers, and muffler cutters.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention is particularly suitable as an inexpensive alternative steel for the members used in AISI439.

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Abstract

Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であり、生産性および耐食性に優れ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供すること。　質量％で、Ｃ：０．００４～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｎｂ：０．０３０～０．０９０％、Ｖ：０．０１０～０．２００％、およびＮ：０．００４～０．０２０％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と、結晶粒の平均断面積が２００～４００μｍ２である組織を有し、Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の０．２％耐力がいずれも２３０～３００ＭＰａであるフェライト系ステンレス鋼板。

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、耐食性および生産性に優れ、かつ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板に関する。
　ステンレス鋼は、鋼中にＣｒを含有することで、鋼表面に緻密かつ化学的に安定な不動態皮膜が形成され、耐食性に優れる。ステンレス鋼の中でも、フェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、高価な元素を多く含まないために比較的安価であることや、熱膨張係数が小さいこと、磁性を有することなどの特徴から、調理器具や自動車排気系部材をはじめとした様々な用途へ適用されている。
　代表的なフェライト系ステンレス鋼の１つに、ＡＩＳＩ４３９（１８質量％Ｃｒ－０．３質量％Ｔｉ鋼）がある。ＡＩＳＩ４３９は、優れた耐食性を有するとともに、Ｔｉが鋼中に含有されていることで鋭敏化の発生が抑制されて溶接部の耐食性に優れる。さらに、ＡＩＳＩ４３９は、再結晶温度が比較的低いフェライト系ステンレス鋼であり、製造工程のうちの１つである冷延板焼鈍工程にて、最高焼鈍温度の高いステンレス鋼専用の焼鈍ラインではなく、最高焼鈍温度が９００℃程度と比較的低い普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインにて鋼を軟質化させることができ、生産性が高いため、比較的安価である。そのため、ＡＩＳＩ４３９は、自動車排気系部材をはじめとした幅広い用途に適用されている。
　一方、近年では、上述の自動車排気系部材などにおいて、鋼板を適用する部材の構造の改善等が進み、従来ＡＩＳＩ４３９が使用されていた部材でＡＩＳＩ４３９ほどの耐食性が求められなくなる事例が発生している。これらの事例では、ＡＩＳＩ４３９の代替材としてＳＵＨ４０９Ｌ（１１質量％Ｃｒ－０．２質量％Ｔｉ鋼）が検討された。
　ＳＵＨ４０９Ｌは、ＡＩＳＩ４３９と同様に再結晶温度が比較的低いため生産性が高い。さらに、原料コストや製造コストの増大を招くＣｒの含有量が低いため、ＡＩＳＩ４３９よりも安価である。しかしながら、多くの事例では、ＡＩＳＩ４３９をＳＵＨ４０９Ｌによって代替することができず、ＡＩＳＩ４３９が用いられ続けてきた。
　ＡＩＳＩ４３９が使用されている部材の材料を、ＳＵＨ４０９Ｌによって代替できない理由は、主に以下に示す２点にある。まず、ＳＵＨ４０９Ｌは、耐食性向上元素であるＣｒの含有量がＡＩＳＩ４３９よりも低く、ＡＩＳＩ４３９と比較して耐食性が低いためである。部材構造の最適化等によって、鋼板にはＡＩＳＩ４３９ほどの耐食性が求められない事例も発生しているが、ＳＵＨ４０９Ｌでは耐食性が不足している場合がある。
　次に、ＳＵＨ４０９Ｌは、耐食性向上元素であると同時に固溶強化元素でもあるＣｒの含有量がＡＩＳＩ４３９よりも低く、０．２％耐力が低いためである。鋼板の０．２％耐力の差は、鋼板に曲げ加工などの加工を施した後に鋼板が僅かに元の形状に戻る、いわゆるスプリングバックの量に変化を招く。このようなスプリングバック量の差は、鋼板の加工において問題となる。
　例えば曲げ加工においては、加工時の曲げ角度は、目標の曲げ角度より大きく設定される。これにより、加工時の曲げ角度と、スプリングバックによって戻る角度との合計が、ちょうど目標の曲げ角度となり、所望の加工形状が得られる。
　ここで、ＡＩＳＩ４３９に対して最適化された従来の加工法によってＳＵＨ４０９Ｌを加工した場合、スプリングバック量が小さくなり、所望の加工形状が得られない。スプリングバック量は、実験的および経験的に見積もられるものであるため、従来の加工法をＳＵＨ４０９Ｌに適したものへ変更するためには、その加工方法を新たに検討するために多大な時間とコストがかかるとともに、加工のために新たな金型を作製することが必要な場合がある。そのため、ＳＵＨ４０９ＬによるＡＩＳＩ４３９の代替がなされないことが多い。
　すなわち、ＡＩＳＩ４３９よりも安価であり、かつ、ＳＵＨ４０９Ｌよりも耐食性に優れ、かつ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板が求められていた。そこで本発明者らは、ＳＵＨ４０９ＬやＡＩＳＩ４３９と同様に冷延板焼鈍工程にて普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインを用いることができること、および、コスト低減のためにＣｒ含有量を１５．０質量％未満とすることを前提とし、ＳＵＨ４０９Ｌに対して耐食性を向上させ、さらに、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板について検討を行うこととした。
　フェライト系ステンレス鋼の０．２％耐力を上昇させる技術は、例えば、特許文献１および２に開示されている。
　特許文献１には、Ｃ：０.０１５質量％以下、Ｓｉ：０.５質量％以下、Ｃｒ：２５.０超～３５.０質量％、Ｎ：０.０２０質量％以下、Ｔｉ：０.５０質量％以下を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、三方向０.２％耐力の最小値が３２０Ｎ／ｍｍ２以上である耐衝撃穴開き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。
　特許文献２には、Ｃ：０．１５質量％以下、Ｓｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：１．０質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以下、Ｃｒ：１０～２０質量％、Ｎｉ：０．５質量％以下、Ａｌ：０．００１～０．０５質量％、Ｆｅ：実質的に残部の組成で、サイズ：１０μｍ以下のＡｌ２Ｏ３系及び／又はＡｌ２Ｏ３・ＭｇＯ系介在物が清浄度：０．０６以下で分散した加工フェライト組織をもつステンレス鋼板の加工硬化材が開示されている。
特開２００７－９２６３号公報 国際公開第２００５／０１４８７３号
　特許文献１に開示された技術では、鋼の０．２％耐力を向上させることを目的に、結晶粒を微細化させるため、原料コストや製造コストの上昇を招くＣｒを２５．０質量％超含有することが必要であり、Ｃｒ含有量を低減させることが希求されていた。
　特許文献２に開示された技術では、鋼の０．２％耐力を向上させることを目的に、軟質化させた鋼に圧延加工を加えている。本発明者らは、特許文献２に開示された成分組成および製造方法にてフェライト系ステンレス鋼板を実験室にて製造・評価したが、目的とする０．２％耐力を安定して得ることが困難であった。
　本発明は、上記問題点に鑑み開発されたものであって、Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であり、生産性および耐食性に優れ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することを目的としている。
　ここで、本発明において「生産性に優れる」とは、次に述べる焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化の評価にて、９００℃×２０ｓ（９００℃において２０ｓ）の冷延板焼鈍を行った冷延焼鈍板の硬さが式（１）を満たすまで低下することを意味する。式（１）を満たせば９００℃×２０ｓで冷延板焼鈍が可能であり、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができる。
　焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化の評価は、熱延焼鈍板を６７％の圧下率にて冷間圧延して得た冷延板を対象に、冷延板（冷延板焼鈍未実施の冷延板）の硬さａと、９００℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｂと、十分に軟質化した場合の指標として１０５０℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｃとを比較することで実施する。前記評価には、前記冷間圧延して得た冷延板より長さ１５ｍｍ×幅２０ｍｍの試験片を３枚切出し、そのうち１枚の試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を試験力９．８Ｎ、保持時間１５秒の条件にて測定し、上記の硬さａとする。また、残り２枚の試験片について、それぞれ９００℃において２０ｓ、１０５０℃において２０ｓの冷延板焼鈍を施した後、長さ１５ｍｍ×幅１０ｍｍのサイズに切断し、切断した試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を上述した条件にて測定し、それぞれ上記の硬さｂ、ｃとする。冷延板焼鈍を施すことで、鋼板の硬さはａからｃへ向かって変化（軟質化）するが，その軟質化による硬度低下のうちの９０％以上が、９００℃における２０ｓの焼鈍で達成されるもの、すなわち、下記式（１）を満たすものを「生産性に優れる」と評価する。
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ　・・・（１）
　また、本発明において「耐食性に優れる」とは、鋼板をエメリー研磨紙で４００番まで研磨した後、ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１に準拠して、５．０質量％ＮａＣｌ水溶液の噴霧（２時間、３５℃、９８％ＲＨ）、乾燥（４時間、６０℃、３０％ＲＨ）、湿潤（２時間、５０℃、９５％ＲＨ以上）を１サイクルとして、５サイクルの腐食試験を行った結果、銹面積率が２０％以下であることを指す。
　また、本発明において「ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有する」とは、鋼板から圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５度方向（Ｄ方向）、および、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）のそれぞれが長手となるように、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、引張試験を行った結果、得られる０．２％耐力のいずれもが２３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であることを指す。
　本発明者らは、上記の課題に対し、Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であり、生産性および耐食性に優れ、さらには、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板を検討した。その結果、以下の知見を得た。
　すなわち、質量％で、Ｃ：０．００４～０．０２０％、Ｓｉ：０．０５～０．９０％、Ｍｎ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満、Ｔｉ：０．１５～０．３５％、Ｎｂ：０．０３０～０．０９０％、Ｖ：０．０１０～０．２００％、およびＮ：０．００４～０．０２０％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と、結晶粒の平均断面積が２００～４００μｍ２である組織を有し、Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の０．２％耐力がいずれも２３０～３００ＭＰａであるフェライト系ステンレス鋼板とすることによって、生産性および耐食性に優れ、かつ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
　その機構は以下のように考えられる。
　ＡＩＳＩ４３９よりもＣｒ含有量が低いフェライト系ステンレス鋼板において、その０．２％耐力を上昇させＡＩＳＩ４３９と同等とすることは、冷延焼鈍板の結晶粒を微細化するとともに、鋼中に適切な固溶強化元素を含有させることによって達成される。
　ここで、冷延焼鈍板の結晶粒微細化には、製造途中にて得られる中間素材である熱延焼鈍板の結晶粒微細化が有効である。また、熱延焼鈍板の結晶粒微細化は、熱間圧延および熱延板焼鈍の条件を適切とすることで達成される。さらに、結晶粒が微細な熱延焼鈍板を冷間圧延した後、適切な条件で仕上げ焼鈍を行うことで、結晶粒が微細な冷延焼鈍板を得ることができ、０．２％耐力を向上させることができる。
　また、冷延焼鈍板の０．２％耐力を上昇させるための固溶強化元素としては、耐食性の低下を招かないという観点からＮｂを選択した。ただし、Ｎｂを含有すると冷延板の再結晶温度が上昇する。これに対しては、Ｎｂ含有量に適切な上限を設けるとともに、鋼にＮｂと適切な量のＶとを複合的に含有させることによって再結晶温度の上昇を抑制する方法を見出した。Ｎｂによる再結晶温度の上昇は、一部のＮｂが微細なＮｂＣとして析出し、これが転位および結晶粒界のピンニング効果を起こすことによる。これに対して、鋼中にＶを含有させると、析出するＮｂＣは主に粗大なＴｉＮとの複合析出物（粗大なＴｉＮの表面に（Ｎｂ,Ｖ）Ｃが析出）として析出し再結晶温度の上昇が抑制されると考えられる。このＮｂによる固溶強化と、上述の結晶粒微細化とを複合的に実現することによって、生産性および耐食性に優れ、かつ、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板を実現することができる。
　本発明は、上記の知見に立脚するものであり、その要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００４～０．０２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．９０％、
Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満、
Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
Ｎｂ：０．０３０～０．０９０％、
Ｖ：０．０１０～０．２００％、および
Ｎ：０．００４～０．０２０％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と、
結晶粒の平均断面積が２００～４００μｍ２である組織を有し、
Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の０．２％耐力がいずれも２３０～３００ＭＰａであるフェライト系ステンレス鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、および
Ｗ：０．０１～０．５０％
のうちから選ばれた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鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
Ｙ：０．０１～０．２０％、
ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］自動車排気系部材用である、［１］～［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とし、その後、５００～６００℃の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延板に９４０～１０００℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板を得る熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し冷延焼鈍板を得る冷延板焼鈍工程と、を有する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、Ｃｒ含有量が１５．０質量％未満であり、生産性および耐食性に優れ、さらには、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法を提供することができる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明で成分組成を限定した理由について説明する。なお、鋼板の成分の含有量を示す「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．００４～０．０２０％
　Ｃは、鋼の０．２％耐力を高めるのに有効な元素である。この効果はＣ含有量を０．００４％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００４～０．０２０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００６％以上である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．００８％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～０．９０％
　Ｓｉは、脱酸作用を有する。この効果は、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉ含有量が０．９０％を超えると鋼が硬質化して０．２％耐力が過度に上昇する。従って、Ｓｉ含有量は０．０５～０．９０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０７％以上である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１５％以上である。さらにより好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２２％以上である。また、好ましくは、Ｓｉ含有量は０．８０％以下である。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．６０％以下である。
　Ｍｎ：０．０５～０．６０％
　Ｍｎは、脱酸効果を有する。この効果は、Ｍｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えるとＭｎＳの析出および粗大化が促進され、このＭｎＳが腐食の起点となって鋼板の耐食性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．０５～０．６０％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上である。また、好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０％以下である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは耐食性を低下させる元素である。また、Ｐは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は、可能な限り少ないほうが望ましく、０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。さらに好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｍｎと析出物としてＭｎＳを形成する。このＭｎＳは腐食の起点となり、耐食性を低下させる。よって、Ｓ含有量は、低いほうが望ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　Ａｌは、脱酸効果を有する。この効果は、Ａｌ含有量が０．００１％以上で得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下するとともに耐食性が低下する。よって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０６０％以下である。
　Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満
　Ｃｒは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１３．０％未満では十分な耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１５．０％以上となると、原料コストや製造コストの増大を招く。よって、Ｃｒ含有量は１３．０％以上１５．０％未満とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１３．５％以上である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．５％以下である。好ましくは、Ｃｒ含有量は１４．０％以下である。
　Ｔｉ：０．１５～０．３５％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋭敏化の発生を抑制する元素である。この効果は、Ｔｉ含有量を０．１５％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉ含有量が０．３５％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下する。よって、Ｔｉ含有量は０．１５～０．３５％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．２０％以上である。また、好ましくは、Ｔｉ含有量は０．３０％以下である。
　Ｎｂ：０．０３０～０．０９０％
　Ｎｂは、冷延焼鈍板の鋼中に固溶して存在することで、鋼の０．２％耐力を高めるのに有効な元素である。この効果は、Ｎｂ含有量を０．０３０％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｂ含有量が０．０９０％を超えると、後述するＶによる再結晶温度上昇の抑制効果を得たとしても、鋼の再結晶温度が上昇し、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインを用いて製造した場合、鋼の軟質化が不十分となったり、結晶粒が過度に微細となって０．２％耐力が高くなる。よって、Ｎｂ含有量は０．０３０～０．０９０％とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０３５％以上である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０４０％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０７０％以下である。
　Ｖ：０．０１０～０．２００％
　Ｖは、Ｎｂによる鋼の再結晶温度上昇を抑制することで、生産性を高める元素である。この効果は、Ｖ含有量を０．０１０％以上にすることで得られる。一方、過剰にＶを含有するとＶ炭窒化物が過度に析出し、再結晶温度上昇して鋼の生産性を低下させる。よって、Ｖ含有量は０．０１０～０．２００％とする。好ましくは、Ｖ含有量は０．０２０％以上である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０３０％以上である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．１５０％以下である。より好ましくは、Ｖ含有量は０．１００％以下である。
　Ｎ：０．００４～０．０２０％
　Ｎは、鋼の０．２％耐力を高めるのに有効な元素である。この効果はＮ含有量を０．００４％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、鋼が硬質化して成形性が低下したり、耐食性が低下する。よって、Ｎ含有量は０．００４～０．０２０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００７％以上である。また、好ましくは、Ｎ含有量は０．０１５％以下である。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０１２％以下である。
　上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　本発明では上述した成分の他にも、以下のＡ群、Ｂ群のうちから選ばれた１種または２種を含有してもよい。
（Ａ群）Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｃｕ：０．０１～０．８０％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、およびＷ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｂ群）Ｚｒ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｙ：０．０１～０．２０％、ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、およびＳｂ：０．０１～０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
　Ｎｉ：０．０１～０．６０％
　Ｎｉは、低ｐＨ環境において、鋼の活性溶解を抑制することで、鋼の耐食性を高める。一方、過剰にＮｉを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．０１～０．６０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。
　Ｃｕ：０．０１～０．８０％
　Ｃｕは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｕを含有すると、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、ε－Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１～０．８０％とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は０．３０％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４０％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４５％以下である。さらにより好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４２％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～０．５０％
　Ｃｏは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｏを含有すると、鋼が硬質化して０．２％耐力が過度に上昇する。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量は０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｃｏ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１０％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏには、ステンレス鋼の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、鋼の成分コストおよび製造コストの上昇を招くとともに、鋼が硬質化して０．２％耐力が過度に上昇する。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。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．５０％以下である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３０％以下である。
　Ｗ：０．０１～０．５０％
　Ｗは、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＷを含有すると、鋼が硬質化して０．２％耐力が過度に上昇する。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｗ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｗ含有量は０．３０％以下である。より好ましくは、Ｗ含有量は０．１０％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～０．５０％
　Ｚｒは、炭窒化物を形成することでＣ、Ｎを固定し、鋼の耐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＺｒを含有すると炭窒化物が過度に析出し、鋼の耐食性が低下する。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｚｒ含有量は０．４０％以下である。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
　Ｂには、鋼の強度を向上させる効果がある。一方、過剰にＢを含有すると鋼が硬質化して０．２％耐力が過度に上昇する。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。好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
　Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％
　Ｍｇは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると表面欠陥が増加する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５～０．０１００％とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０％以上である。また、好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下である。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下である。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３０％
　Ｃａは、脱酸剤として作用する。一方、過剰にＣａを含有すると表面欠陥が増加する。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。好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．０００７％以上である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２５％以下である。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１５％以下である。
　Ｙ：０．０１～０．２０％
　Ｙは、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有すると表面欠陥が増加する。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。好ましくは、Ｙ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｙ含有量は０．１０％以下である。
　ＲＥＭ（希土類金属;Rare Earth Metals）：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、鋼の清浄度を向上させる元素である。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると、表面欠陥が増加する。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。好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０２％以上である。また、好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下である。なお、本発明におけるＲＥＭ含有量は、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
　Ｓｎ：０．０１～０．５０％
　Ｓｎは、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｎを含有すると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｎ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｎ含有量は０．２０％以下である。
　Ｓｂ：０．０１～０．５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、加工肌荒れの抑制に有効な元素である。一方、過剰にＳｂを含有すると、表面欠陥が増加する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．０１～０．５０％とする。好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０３％以上である。また、好ましくは、Ｓｂ含有量は０．２０％以下である。
　なお、上記任意成分として説明したＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭ（希土類金属）、Ｓｎ、Ｓｂ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。
　結晶粒の平均断面積：２００～４００μｍ２
　本発明においては、Ｎｂをはじめとした各種元素の含有量を制御することに加え、組織における結晶粒の平均断面積を所定の範囲に制御することで、優れた生産性のもと製造可能な、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。ここで、結晶粒の平均断面積は、鋼の０．２％耐力に影響を与える。結晶粒の平均断面積が２００μｍ２未満では、鋼の０．２％耐力が高くなり、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力が得られない。また、結晶粒の平均断面積が４００μｍ２を超えると、鋼の０．２％耐力が低くなり、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力が得られない。よって、組織における結晶粒の平均断面積は、２００～４００μｍ２とする。好ましくは、結晶粒の平均断面積は２４０μｍ２以上である。また、好ましくは、結晶粒の平均断面積は３６０μｍ２以下である。なお、結晶粒の平均断面積は、後述する製造方法で制御することができる。
　なお、結晶粒の平均断面積は、以下の方法によって評価できる。フェライト系ステンレス鋼板より、幅１０ｍｍ×長さ１５ｍｍの組織観察用試験片を切出し、長さ方向の断面が観察面となるように樹脂に埋め込んだ後、観察面を鏡面研磨する。その後、ピクリン酸塩酸溶液（１００ｍＬエタノール－１ｇピクリン酸－５ｍＬ塩酸）にて観察面をエッチングし、結晶粒界を現出させた後、５００倍の倍率にて光学顕微鏡にて組織を撮影する。得られた観察像に対し、実視野にして半径１００μｍの円（５００倍の倍率で観察像を印刷した場合、半径５０ｍｍの円）を描き、その円内に完全に含まれている結晶粒の数をｎ１、円周によって切られている結晶粒の数をｎ２としてそれぞれ計測し、得られた計測結果を下記式（２）に代入して与えられる結晶粒の平均断面積Ａ（μｍ２）を評価する。
Ａ　＝　３１４００／（ｎ１＋０．６×ｎ２）　・・・（２）
　Ｌ方向の０．２％耐力：２３０～３００ＭＰａ
　Ｄ方向の０．２％耐力：２３０～３００ＭＰａ
　Ｃ方向の０．２％耐力：２３０～３００ＭＰａ
　ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有し、加工を施した際にＡＩＳＩ４３９と同等のスプリングバック量を得るためには、フェライト系ステンレス鋼板のＬ方向、Ｃ方向およびＤ方向の０．２％耐力を、いずれも２３０～３００ＭＰａの範囲とすることが必要である。いずれかの方向の０．２％耐力が２３０ＭＰａ未満であると、当該０．２％耐力が２３０ＭＰａ未満である方向に垂直な方向が曲げ稜線となるように鋼を加工した場合に、ＡＩＳＩ４３９と比較してスプリングバック量が小さくなる。また、いずれかの方向の０．２％耐力が３００ＭＰａを超えると、当該０．２％耐力が３００ＭＰａを超える方向に垂直な方向が曲げ稜線となるように鋼を加工した場合に、ＡＩＳＩ４３９と比較してスプリングバック量が大きくなる。よって、Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の０．２％耐力は、いずれも２３０～３００ＭＰａとする。好ましくは、前記０．２％耐力は、いずれも２４０ＭＰａ以上である。また、好ましくは、前記０．２％耐力は、いずれも２９０ＭＰａ以下である。
　耐食性に優れ、さらに生産性高く製造可能なフェライト系ステンレス鋼板のスプリングバック量を上記のように適切な範囲とするため、鋼板の０．２％耐力を上記のように適切な範囲内とするためには、各元素の含有量を上述の範囲内とするとともに、結晶粒の平均断面積を上述の範囲内とするための後述するような製造方法の調整が必要である。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適な製造方法について説明する。上記した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の公知の方法で溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。この鋼素材を１１００～１２５０℃の温度に１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とし、その後、熱延板を５００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取って熱延板コイルとする。この際、熱延板の板厚が２．０～５．０ｍｍになるように熱間圧延することが好ましい。こうして作製した熱延板に、９４０～１０００℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍板とする。熱延板焼鈍の雰囲気は、大気雰囲気が好ましい。次いで酸洗を行ってスケールを除去する。次に、冷間圧延を行い、冷延板とした後、当該冷延板に８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し、冷延焼鈍板を得る。冷延板焼鈍後には酸洗あるいは表面研削を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷延焼鈍板にはスキンパス圧延を行ってもよい。ただし、スキンパス圧延の圧下率が２％を超えると、０．２％耐力が過剰に高くなるだけでなく、成形性が低下するため、スキンパス圧延を行う場合は、その圧下率を２％以下とすることが好ましい。
　まず、上述した好適な製造方法における結晶粒の平均断面積の制御方法について以下に述べる。上述した成分の鋼を鋳造することで、鋼中にＴｉＮ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、およびＶＣなどに代表される炭窒化物が鋼中に析出した鋼スラブを得ることができる。熱間圧延前の鋼スラブを１１００℃以上に加熱することによって、ＴｉＮやＴｉＣ、ＮｂＣ、ＶＣの鋼中への固溶が進む。鋼スラブの熱間圧延後、熱延板を冷却し５００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取って熱延板コイルとすることで、鋼中に熱延歪みが残留するとともに、Ｃｒ炭窒化物が析出して固溶Ｃや固溶Ｎが少ない熱延板が得られる。得られた熱延板は、鋼中に歪みが残留しているとともに、固溶Ｃや固溶Ｎが少ないため、９４０℃以上１０００℃以下の比較的低温の熱延板焼鈍によっても再結晶が起こる。また、焼鈍温度を比較的低温とすることで、結晶粒の比較的小さな熱延焼鈍板を得ることができる。
　次いで、結晶粒の比較的小さな熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、８８０℃以上９００℃以下の温度で冷延板焼鈍を行うことで、所望の結晶粒径の冷延焼鈍板を得ることができる。
　上述した過程により、結晶粒の平均断面積が２００～４００μｍ２である冷延焼鈍板が得られ、所望の０．２％耐力を有するフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
　以下に、上述の好適な製造方法の各工程において、条件を上述した範囲とした理由についてさらに詳細に説明する。
　鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下の温度で１０分以上保持してから熱間圧延して熱延板とし、その後、５００～６００℃の巻取温度で巻き取る工程（熱間圧延工程）
　鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、冷延焼鈍板においてＮｂによる０．２％耐力の上昇効果が得られず、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。また、鋼スラブの加熱時間が１０分未満であると、鋼中のＮｂＣが十分に固溶せず、冷延焼鈍板においてＮｂによる０．２％耐力の上昇効果が得られず、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。また、鋼スラブの加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させる。よって、本発明においては、鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に１０分以上保持してから熱間圧延して熱延板とすることが好ましい。より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１１５０℃以上である。また、上記の加熱時間は、より好ましくは３０分以上である。また、より好ましくは、鋼スラブの加熱温度は１２００℃以下である。また、鋼スラブの過度に長時間の加熱保持は、鋼スラブの変形を招き熱間圧延工程における熱延板の製造性を低下させるため、鋼スラブの加熱時間は２時間以下とすることが好ましい。
　また、熱延板の巻取温度が５００℃未満であると、鋼中へのＣｒ炭窒化物の析出が不十分となり、熱延板に含まれる固溶Ｃおよび固溶Ｎの量が過剰となった結果、熱延板の再結晶温度が高温となる。その場合、熱延板を後述する温度で焼鈍しても熱延板が再結晶しない。再結晶組織を有する熱延板の冷間圧延においては、粒界近傍に格子歪みが局所的に高くなった局所的な高歪み場が形成され、これらが冷延板の焼鈍過程において再結晶核となり、冷延焼鈍板の結晶粒の微細化に寄与する。一方、未再結晶組織を有する熱延焼鈍板を冷間圧延すると、冷延板の焼鈍過程において再結晶核となる局所的な高歪み場が鋼中に形成され難く、これにともない冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。熱延板の巻取温度が６００℃を超えると、熱間圧延工程にて熱延板に導入された歪みが回復し、熱延板の再結晶温度が高温となる。その場合、熱延板を後述する温度で焼鈍しても熱延板が再結晶せず、これにともない冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。よって、本発明においては、熱間圧延後の熱延板を５００℃以上６００℃以下の巻取温度で巻き取って熱延板コイルとすることが好ましい。
　熱延板を９４０℃以上１０００℃以下の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程（熱延板焼鈍工程）
　熱延板焼鈍温度が９４０℃未満であると、熱延板が再結晶せず、これにともない冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。熱延板焼鈍温度が１０００℃を超えると、熱延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となって、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。また、熱延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、熱延板が再結晶せず、これにともない冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。熱延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、熱延焼鈍板の結晶粒が粗大となり、冷延焼鈍板の結晶粒が粗大となって、冷延焼鈍板の０．２％耐力が低下する。よって、本発明においては、熱延板を９４０℃以上１０００℃以下の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とすることが好ましい。より好ましくは、熱延板の焼鈍温度の範囲は９５０℃以上９８０℃以下である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは３０秒以下である。
　次いで、熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とする。この際の冷間圧下率は５０％以上が好ましい。より好ましくは６５％以上である。
　冷延板を８８０℃以上９００℃以下の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする工程（冷延板焼鈍工程）
　冷延板焼鈍温度が８８０℃未満であると、鋼の結晶粒が過度に微細となり、０．２％耐力が過度に高くなる。一方、９００℃を超える冷延板焼鈍は生産性の高い普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができない。また、冷延板焼鈍の保持時間が５秒未満であると、鋼の結晶粒が過度に微細となり、０．２％耐力が過度に高くなる。一方、冷延板焼鈍の保持時間が１８０秒を超えると、鋼の結晶粒が粗大となり、０．２％耐力が過度に低くなる。よって、本発明においては、冷延板を８８０℃以上９００℃以下で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を行うことが好ましい。より好ましくは、冷延板の焼鈍温度の範囲は８９０℃以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１０秒以上である。また、上記の保持時間は、より好ましくは１２０秒以下である。
［実施例１］
　表１－１に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、表１－２に記載の各スラブ加熱温度で、表１－２に記載の各スラブ加熱時間保持した後、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を表１－２に記載の各巻取温度まで空冷した後、熱延板を電気炉に挿入して各巻取温度にて１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。なお、この熱延板を電気炉に挿入して各巻取温度にて１時間保持し、その後電気炉内で炉冷する工程は、実製造ラインにおいて熱間圧延後の熱延板を各巻取温度でコイル状に巻き取ってから徐冷する温度履歴を模擬したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　得られた熱延板を表１－２に記載の各熱延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各熱延板焼鈍時間保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。この熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。得られた冷延板の一部は、表１－２に記載の各冷延板焼鈍温度で、表１－２に記載の各冷延板焼鈍時間保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板とした。得られた冷延板および冷延焼鈍板を、以下の評価に供した。
（１）生産性の評価
　上記の製造条件で得られた冷延板の硬さａと、前記冷延板に、９００℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｂと、十分に軟質化した場合の指標として１０５０℃にて２０ｓの冷延板焼鈍を施した冷延焼鈍板の硬さｃとを比較することで、焼鈍にともなう冷延板の硬さ変化を評価した。具体的には、前記冷延板より長さ１５ｍｍ×幅２０ｍｍの試験片を３枚切出し、そのうち１枚の試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、上記の硬さａとした。また、残り２枚の試験片について、それぞれ９００℃において２０ｓ、１０５０℃において２０ｓの焼鈍を施した後、長さ１５ｍｍ×幅１０ｍｍのサイズに切断し、切断した試験片の断面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定し、それぞれ上記の硬さｂ、ｃとした。試験片は、樹脂埋めの後に、試験面を鏡面研磨して試験に供した。ビッカース硬さの測定条件は、試験力９．８Ｎ、保持時間１５秒とした。測定した硬さａ、ｂ、およびｃが、式（１）を満たすものを「○（合格）」、満たさなかったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で○であれば、普通鋼－ステンレス鋼兼用の焼鈍ラインで冷延板焼鈍を行うことができ、生産性に優れると評価できる。
ｃ＋０．１×（ａ－ｃ）≧ｂ　・・・（１）
（２）結晶粒の平均断面積の評価
　上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、幅１０ｍｍ×長さ１５ｍｍの組織観察用試験片を切出し、長さ方向の断面が観察面となるように樹脂に埋め込んだ後、観察面を鏡面研磨した。その後、ピクリン酸塩酸溶液（１００ｍＬエタノール－１ｇピクリン酸－５ｍＬ塩酸）にて観察面をエッチングし、結晶粒界を現出させた後、５００倍の倍率にて光学顕微鏡にて組織を撮影した。得られた観察像に対し、実視野にして半径１００μｍの円（５００倍の倍率で観察像を印刷した場合、半径５０ｍｍの円）を描き、その円内に完全に含まれている結晶粒の数をｎ１、円周によって切られている結晶粒の数をｎ２としてそれぞれ計測し、得られた計測結果を下記式（２）に代入して与えられる結晶粒の平均断面積Ａ（μｍ２）を評価した。
Ａ　＝　３１４００／（ｎ１＋０．６×ｎ２）　・・・（２）
（３）０．２％耐力の評価
　上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方向に対して４５度方向（Ｄ方向）、および、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）のそれぞれが長手となるように、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して実施し、得られた各試験片の０．２％耐力を評価した。
（４）耐食性の評価
　上記の製造条件で得られた冷延焼鈍板より、せん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍの試験片を切出した。試験片の表面をエメリー紙で４００番まで研磨し、アセトンによる脱脂を行った後、腐食試験を行って、耐食性を評価した。腐食試験は、ＪＡＳＯ　Ｍ６０９－９１に準拠して実施した。１サイクルを５．０質量％ＮａＣｌ水溶液噴霧（３５℃、相対湿度９８％)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度３０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、５サイクルの腐食試験を実施した。試験後、試験片表面を撮影した写真から、試験片表面中央の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、画像解析により発銹面積率を測定した。そして、発銹面積率が２０％以下であったものを「○（合格）」、２０％超であったものを「▲（不合格）」として評価した。この評価で○であれば、耐食性に優れると評価できる。
　得られた結果を表１－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　本発明例のフェライト系ステンレス鋼板（試験Ｎｏ．１－１～１－９）は、生産性の評価が「○」であり、結晶粒の平均断面積が２００μｍ２以上４００μｍ２以下であり、Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が２３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であり、かつ、耐食性の評価が「○」であって、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するとともに、生産性に優れ、かつ、耐食性に優れることが分かった。
　試験Ｎｏ．１－１０の比較例は、スラブ加熱温度が本発明の範囲よりも低く、本発明の範囲よりもＬ方向とＣ方向の０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１１の比較例は、スラブ加熱時間が本発明の範囲よりも短く、本発明の範囲よりもＬ方向の０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１２の比較例は、熱延板巻取温度が本発明の範囲よりも高く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向とＣ方向の０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１３の比較例は、熱延板巻取温度が本発明の範囲よりも低く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１４の比較例は、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも低く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１５の比較例は、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも高く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１６の比較例は、熱延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも短く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１７の比較例は、熱延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも長く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．１－１８の比較例は、冷延板焼鈍温度が本発明の範囲よりも低く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも小さく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．１－１９の比較例は、冷延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも短く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも小さく、本発明の範囲よりもＤ方向の０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．１－２０の比較例は、冷延板焼鈍時間が本発明の範囲よりも長く、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも大きく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
［実施例２］
　表２に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊（鋼素材）に溶製した後、１１６０℃の温度で１時間加熱し、熱間圧延を行って板厚３．０ｍｍの熱延板とした。熱間圧延の最終パスが完了した直後より、熱延板を５５０℃まで空冷した後、熱延板を５５０℃に設定した電気炉に挿入して１時間保持し、その後電気炉内で炉冷した。得られた熱延板を９８０℃で２０秒保持した後、空冷し、熱延焼鈍板とした。熱延焼鈍板を硫酸溶液と続いてフッ酸と硝酸の混合溶液で酸洗し、冷間圧延用素材として、その後、板厚１．０ｍｍまでの冷間圧延を行い、冷延板とした。得られた冷延板の一部は、９００℃で１００秒保持した後、空冷し、その後、表裏面の表面研削を行って表面スケールを除去して、冷延焼鈍板とした。得られた冷延板および冷延焼鈍板を、上述した評価に供した。なお、試験Ｎｏ．２－３２、２－３３は参考例であり、前記試験Ｎｏ．２－３２はＳＵＨ４０９Ｌ規格の成分組成であり、前記試験Ｎｏ．２－３３はＡＩＳＩ４３９規格の成分組成である。
　得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　
　本発明例のフェライト系ステンレス鋼板（試験Ｎｏ．２－１～２－２５）は、生産性の評価が「○」であり、結晶粒の平均断面積が２００μｍ２以上４００μｍ２以下であり、Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が２３０ＭＰａ以上３００ＭＰａ以下であり、かつ、耐食性の評価が「○」であって、ＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するとともに、生産性に優れ、かつ、耐食性に優れることが分かった。
　試験Ｎｏ．２－２６の比較例は、Ｎｂの含有量が本発明の成分範囲よりも低く、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が低かった。
　試験Ｎｏ．２－２７の比較例は、Ｎｂの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、生産性に劣るとともに、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも小さく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．２－２８の比較例は、Ｖの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、生産性に劣るとともに、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも小さく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．２－２９の比較例は、Ｖの含有量が本発明の成分範囲よりも高く、生産性に劣るとともに、結晶粒の平均断面積が本発明の範囲よりも小さく、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．２－３０の比較例は、Ｓｉの含有量が本発明の成分範囲よりも高く、本発明の範囲よりもＬ方向、Ｄ方向およびＣ方向の三方向全ての０．２％耐力が高かった。
　試験Ｎｏ．２－３１の比較例は、Ｃｒの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、耐食性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２－３２は、ＳＵＨ４０９Ｌ規格の成分組成を有する参考例である。試験Ｎｏ．２－３２では、所望の耐食性と０．２％耐力が得られない。
　試験Ｎｏ．２－３３は、ＡＩＳＩ４３９規格の成分組成を有する参考例である。試験Ｎｏ．２－３３は、１５．０質量％以上となるＣｒを含有するため、原料コストと製造コストが高くなる。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、かつＡＩＳＩ４３９と同等の０．２％耐力を有するため、自動車排気系部材、ロッカー、家電製品用部品、建材、厨房機器、鉄道車両、電気装置用部品等に好適であり、特に、自動車排気用配管、コンバーターケース、フロントパイプ、センターパイプ、マフラー、マフラーカッタ等の自動車排気系部材に好適である。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、特にＡＩＳＩ４３９使用部材の安価な代替鋼として好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．００４～０．０２０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．９０％、
    Ｍｎ：０．０５～０．６０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０３０％以下、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｃｒ：１３．０％以上１５．０％未満、
    Ｔｉ：０．１５～０．３５％、
    Ｎｂ：０．０３０～０．０９０％、
    Ｖ：０．０１０～０．２００％、および
    Ｎ：０．００４～０．０２０％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と、
    結晶粒の平均断面積が２００～４００μｍ２である組織を有し、
    Ｌ方向、Ｄ方向およびＣ方向の０．２％耐力がいずれも２３０～３００ＭＰａであるフェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．８０％、
    Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、および
    Ｗ：０．０１～０．５０％
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｚｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、
    Ｙ：０．０１～０．２０％、
    ＲＥＭ（希土類金属）：０．０１～０．１０％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５０％、および
    Ｓｂ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  4. 　自動車排気系部材用である、請求項１～３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼素材を、１１００～１２５０℃の温度で１０分以上保持した後、熱間圧延して熱延板とし、その後、５００～６００℃の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の熱延板に９４０～１０００℃の温度で５～１８０秒保持する熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板を得る熱延板焼鈍工程と、
    前記熱延板焼鈍工程後の熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板とした後、８８０～９００℃の温度で５～１８０秒保持する冷延板焼鈍を施し冷延焼鈍板を得る冷延板焼鈍工程と、を有する、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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