WO2023136038A1 - クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板 - Google Patents

クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板 Download PDF

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WO2023136038A1
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詠一朗 石丸
拓哉 稲田
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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 for a clad plate, a method for manufacturing the same, and a clad plate.
  • Ferritic stainless steel sheets have good corrosion resistance in indoor environments and are excellent in deep drawability, so they are often used for cooking utensils and home appliances.
  • a rice cooker which is one of cooking utensils, has a clad plate with a two-layer structure in which a ferritic stainless steel plate and an aluminum plate or an aluminum alloy plate (hereinafter sometimes abbreviated as "Al plate") are laminated.
  • Al plate aluminum plate or an aluminum alloy plate
  • a clad pot made of a clad plate with a two-layer structure is usually deep-drawn so that a ferritic stainless steel plate of a ferromagnetic material is positioned on the outer surface and an Al plate is positioned on the inner surface.
  • Various coatings such as fluorocarbon resin are applied to the inner surface.
  • a clad pot that uses a clad plate with a three-layer structure as a material is usually deep-drawn so that a ferritic stainless steel plate with ferromagnetic material is positioned on the outer surface and an austenitic stainless steel plate with excellent corrosion resistance and durability is positioned on the inner surface.
  • various coatings such as fluororesin are applied to the inner surface from the viewpoint of maintenance and durability.
  • a clad plate in which a stainless steel plate and an Al plate are laminated as described above is manufactured by joint rolling using a coil, which is the raw material of the stainless steel plate and the Al plate.
  • this method requires a large-scale rolling facility equipped with a holding furnace, it has the advantage of being suitable for mass production.
  • the clad plate is cut into circles and then deep-drawn.
  • unevenness (wrinkles) due to in-plane anisotropy of the r value (Lankford value) called earring occurs after deep drawing. If the earring after deep drawing is large, the design is degraded and it is difficult to remove even by polishing. Therefore, in order to perform deep drawing to a desired depth, the circular clad plate must be enlarged in advance in consideration of the cut portion, resulting in a decrease in yield.
  • the in-plane anisotropy of the r-value of the ferritic stainless steel sheet has a great effect on the earring of the clad plate, it is required that the in-plane anisotropy of the r-value is small.
  • the austenitic stainless steel plate Wrinkles are likely to occur on the surface of the steel plate.
  • the austenitic stainless steel sheet is less affected by the in-plane anisotropy of the r-value than the ferritic stainless steel sheet, although earrings are generated by deep drawing.
  • the austenitic stainless steel plate is thinner than the ferritic stainless steel plate and the aluminum plate, and the load during deformation is smaller. not much of an impact.
  • Patent Document 1 discloses, in mass %, C: 0.05% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 14 to A ferritic stainless steel sheet containing 18%, Cu: 0.2-1.0%, Nb: 0.2-1.0% is disclosed.
  • Patent Document 1 does not recognize that the in-plane anisotropy of the r-value of the ferritic stainless steel sheet is related to the earring that occurs after deep drawing of the clad sheet.
  • Patent Documents 2 and 3 disclose a ferritic stainless steel sheet having a general-purpose chemical composition, a small in-plane anisotropy of the r-value, and excellent deep drawability, and a method for manufacturing the same.
  • a ferritic stainless steel sheet having desired properties is manufactured by increasing the reduction ratio of rough rolling in the hot rolling process. This may lead to a decrease in productivity of the stainless steel sheet.
  • a ferritic stainless steel sheet having desired properties is manufactured by performing double-phase annealing in which a hot-rolled steel sheet is heated to a two-phase region of ferrite and austenite.
  • Patent Document 4 the applicant of the present invention has C: 0.04 to 0.12%, Si: 1% or less, Mn: 0.2 to 1%, P: 0.05% or less in mass% , S: 0.01% or less, Cr: 14 to 18%, N: 0.01 to 0.06%, Al: 0.03 to 0.20%, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities , Al/N ⁇ 3.0, ⁇ max is 30 or more and 80 or less, A C1 is 820° C. or more and 950° C. or less, and the in-plane anisotropy ⁇ r value of the Lankford value is 0.4 or less, A ferritic stainless steel sheet having r ave. of 1.2 or more was proposed.
  • This ferritic stainless steel sheet is produced by hot-rolling a steel slab into a hot-rolled steel strip, annealing the hot-rolled steel strip in a box furnace, and then producing a cold-rolled steel sheet with a total rolling reduction of more than 85%.
  • the cold rolling reduction of either the primary cold rolling or the final cold rolling is set to 80% or more, and intermediate annealing is performed after the primary cold rolling and final annealing is performed after the final cold rolling.
  • Patent Document 4 a ferritic stainless steel sheet with small in-plane anisotropy and excellent deep drawability can be industrially and stably manufactured without causing an increase in raw material and manufacturing costs or a decrease in productivity. can do.
  • Patent Documents 5 and 6 also disclose a ferritic stainless steel sheet with reduced in-plane anisotropy of the r-value and a method of manufacturing the same.
  • impurity elements such as C and N are reduced by refining technology, and stabilizing elements (for example, Nb, Ti) are used for the purpose of improving rust resistance and workability. , Cu, etc.).
  • stabilizing elements for example, Nb, Ti
  • a feature of the high-purity ferritic stainless steel sheet is that it remains in a ferrite single phase without undergoing phase transformation in the temperature history of the manufacturing process from solidification of molten steel to the final product.
  • the effect of the solidified structure is likely to be reflected in the final product, and the solidified structure of short pieces generated at the end of the slab significantly affects the r value and earring.
  • the earring ratio changes significantly due to the effect of the tension applied during the annealing process in addition to the solidified structure of the short piece, so the deformation behavior of the clad plate is different from the center in the width direction to the width direction. Differs between ends.
  • a clad plate manufactured by joining rolling or warm pressing is used as a material to produce a deep drawn product, it is often used for deep drawing without removing the widthwise end of the plate.
  • a clear difference may occur in the surface property of the deep-drawn product between the edge and the edge in the sheet width direction due to the influence of the solidified structure and the earring ratio.
  • clad plates made from high-purity ferritic stainless steel sheets are prone to wrinkles and cracks during deep drawing because the deformation behavior differs between the central portion in the plate width direction and the end portions in the plate width direction. There's a problem. Wrinkles and cracks that occur during deep drawing cause deterioration in design and are difficult to remove even by polishing.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems in a clad plate using a high-purity ferritic stainless steel plate, and a clad plate that can suppress the occurrence of wrinkles and cracks during deep drawing of the clad plate.
  • An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet for plate, a method for producing the same, and a clad plate.
  • the present inventors found that the composition, the ratio of the earring ratio at the center in the width direction to the earring ratio at the ends in the width direction, and the average value of the Lankford value We have found that the above problem can be solved by controlling (r ave. ).
  • the present inventors have found that the ferritic stainless steel sheet for clad plate having such characteristics can be industrially stably manufactured without causing an increase in cost or a decrease in productivity by setting predetermined conditions. I also found that it can be done.
  • the present invention has been completed based on such findings.
  • hot rolling and annealing to obtain a hot rolled annealed sheet; a step of cold-rolling the hot-rolled annealed sheet at a rolling reduction of 88% or more to obtain a cold-rolled sheet; After the temperature range of 500 to 850° C. of the cold-rolled sheet is raised at a rate of 70° C./sec or higher to obtain the annealing temperature, the annealing temperature is set to 0.65 to 0.87 kgf/mm 2 ( and a step of applying a tension of 6.37 to 8.50 MPa).
  • the present invention provides the clad plate ferritic stainless steel plate, A clad plate comprising an aluminum plate or an aluminum alloy plate laminated on the ferritic stainless steel plate for a clad plate.
  • a ferritic stainless steel sheet for a clad plate it is possible to provide a ferritic stainless steel sheet for a clad plate, a method for producing the same, and a clad plate that can suppress the occurrence of wrinkles and cracks during deep drawing of the clad plate.
  • the ferritic stainless steel sheet for clad plate of the present invention (hereinafter abbreviated as "ferritic stainless steel sheet”) has C: 0.0300% or less, Si: 0.70% or less, Mn: 1.00% or less, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Cr: 11.0-19.5%, Nb: 0.010-0.300%, Ti: 0.03-0.25%, N: 0 % excess 0.020% or less, Sn: 0.0010 to 0.3000%, Al: 0.005 to 0.100%, O: 0.0040% or less, (Al + 0.2Ti) / O > 23.
  • the term “ferritic” as used herein means that the metal structure is mainly a ferrite phase at room temperature. Therefore, the term “ferritic” includes those containing a small amount of phases other than the ferrite phase (eg, austenite phase, martensite phase, etc.).
  • impurities are components that are mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, and manufacturing processes when ferritic stainless steel sheets are industrially manufactured, and are within a range that does not adversely affect the present invention. permissible in For example, impurities include unavoidable impurities.
  • steel plate is a concept that includes steel strips.
  • ferritic stainless steel sheet of the present invention may optionally contain Mo: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.50%, Cu: 0.01 to 1.00%, B : 0.001 to 0.300%, Ga: 0.001 to 0.200%, W: 0.001 to 0.300%. Detailed reasons for limiting the above composition will be described below.
  • C is an austenite-forming element, and when its content increases, the r-value, elongation and corrosion resistance decrease. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.0300%, preferably 0.0200%, more preferably 0.0100%.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, but excessively reducing the C content leads to an increase in scouring cost. Therefore, the lower limit of the C content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0020%.
  • Si 0.70% or less
  • Si is an element effective as a deoxidizing element.
  • the upper limit of the Si content is 0.70%, preferably 0.68%, and more preferably 0.65% from the viewpoint of suppressing a decrease in elongation. set.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but excessively reducing the Si content leads to an increase in refining cost. Therefore, the lower limit of the Si content is preferably 0.01%, more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • Mn is an austenite forming element, and when its content increases, elongation and corrosion resistance decrease. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 1.00%, preferably 0.80%, more preferably 0.50%. On the other hand, the lower limit of the Mn content is not particularly limited, but is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and still more preferably 0.01%.
  • the upper limit of P is set to 0.030%, preferably 0.028%, more preferably 0.025%.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessively reducing the P content leads to an increase in scouring cost. Therefore, the lower limit of the P content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the S content is set to 0.0050%, preferably 0.0040%, more preferably 0.0035%.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessively reducing the S content leads to an increase in refining cost. Therefore, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%.
  • Cr 11.0 to 19.5%
  • the lower limit of the Cr content is set to 11.0%, preferably 11.3%, more preferably 11.5%.
  • the upper limit of the Cr content is set to 19.5%, preferably 19.2%, more preferably 19.0%.
  • Nb is an element effective in fixing C and N to improve workability. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the Nb content is set to 0.010%, preferably 0.020%, more preferably 0.030%. On the other hand, excessively increasing the Nb content leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit of the Nb content is set to 0.300%, preferably 0.280%, more preferably 0.270%.
  • Ti is an element effective in refining the solidification structure by generating solidification nuclei (TiN).
  • Ti like Nb, is also an effective element for fixing C and N to improve workability.
  • the lower limit of the Ti content is set to 0.03%, preferably 0.04%, more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Ti content is set to 0.25%, preferably 0.23%, more preferably 0.20%.
  • N is an element effective in refining the solidification structure by generating solidification nuclei (TiN).
  • the lower limit of the N content is set to more than 0%, preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%.
  • the upper limit of the N content is set to 0.020%, preferably 0.018%, more preferably 0.015%.
  • Sn is an element effective in improving corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the Sn content is set to 0.0010%, preferably 0.0030%, more preferably 0.0050%. On the other hand, excessively increasing the Sn content leads to edge cracking during hot rolling. Therefore, the upper limit of the Sn content is set to 0.3000%, preferably 0.2800%, more preferably 0.2700%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Al is an element for suppressing earring by preferentially reacting with O to suppress the formation of Ti oxides and facilitate the formation of solidification nuclei (TiN).
  • Al is also an element for improving deep drawability while being effective as a deoxidizing element.
  • the lower limit of the Al content is set to 0.005%, preferably 0.010%, more preferably 0.020%.
  • the upper limit of the Al content is set to 0.100%, preferably 0.095%, more preferably 0.090%.
  • O is an element associated with large inclusions remaining in the steel.
  • the upper limit of the O content is set to 0.0040%, preferably 0.0035%, more preferably 0.0030%.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, but excessively reducing the O content leads to an increase in refining cost. Therefore, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%.
  • the balance of the contents of Al, Ti and O is appropriately controlled from the viewpoint of suppressing the formation of Ti oxides. That is, (Al+0.2Ti)/O is controlled to exceed 23.0, preferably 23.2 or more, more preferably 23.5 or more.
  • the upper limit of (Al+0.2Ti)/O is not particularly limited, but is preferably 100.0, more preferably 95.0, still more preferably 90.0.
  • the content ratio of Ti and N is appropriately controlled from the viewpoint of efficiently producing TiN. That is, Ti/N is controlled to exceed 9.0, preferably 9.5 or more, more preferably 10.0 or more.
  • the upper limit of Ti/N is not particularly limited, but is preferably 50.0, more preferably 40.0, still more preferably 30.0.
  • Mo 0.05-0.50%
  • Mo is an element effective in improving corrosion resistance and is added as necessary. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the Mo content is set to 0.05%, preferably 0.06%, more preferably 0.07%. On the other hand, excessively increasing the Mo content leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit of the Mo content is 0.50%, preferably 0.40%, more preferably 0.30%.
  • Ni is an austenite-forming element and is added as required. Ni is also an effective element for improving toughness. From the viewpoint of obtaining these effects, the lower limit of the Ni content is set to 0.05%, preferably 0.06%, more preferably 0.07%. On the other hand, excessively increasing the Ni content leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit of the Ni content is set to 0.50%, preferably 0.40%, more preferably 0.30%.
  • Cu is an austenite-forming element and is added as needed. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the Cu content is set to 0.01%, preferably 0.03%, more preferably 0.05%. On the other hand, excessively increasing the Cu content leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit of the Cu content is set to 1.00%, preferably 0.90%, more preferably 0.80%.
  • B is an effective element for improving secondary workability and is added as necessary. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the B content is set to 0.001%, preferably 0.003%, more preferably 0.005%. On the other hand, excessively increasing the B content leads to an increase in cost. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.300%, preferably 0.250%, more preferably 0.200%.
  • Ga is an element that improves hot workability and is added as necessary. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the Ga content is set to 0.001%, preferably 0.002%, more preferably 0.003%. On the other hand, if the Ga content is excessively increased, the manufacturability is lowered. Therefore, the upper limit of the Ga content is set to 0.200%, preferably 0.180%, more preferably 0.150%.
  • W is an element that improves strength without impairing toughness, and is added as necessary. From the viewpoint of obtaining this effect, the lower limit of the W content is set to 0.001%, preferably 0.003%, more preferably 0.005%. On the other hand, if the W content is excessively increased, the workability and toughness may deteriorate, and the cost may increase. Therefore, the upper limit of the W content is set to 0.300%, preferably 0.250%, more preferably 0.200%.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention has a characteristic that the ratio of the earring rate at the central portion in the width direction to the earring rate at the end portions in the width direction is 0.85 to 1.10. Further, the ferritic stainless steel sheet of the present invention has a characteristic that the average value (r ave. ) of the Lankford values is 1.6 or more. Detailed reasons for limiting the above characteristics will be described below.
  • This difference in the size of the columnar crystal structure causes the presence or absence of grain clusters (colony) and the difference in orientation in the recrystallized structure of the ferritic stainless steel sheet, and is reflected in the earring ratio.
  • the earring ratio increases as recrystallization progresses and the grains are accumulated in a specific orientation, whereas the earring ratio in the end portions in the sheet width direction is relatively stable. For these reasons, a difference in earring rate occurs between the central portion in the sheet width direction and the end portions in the sheet width direction.
  • the difference between the earring rate at the central portion in the sheet width direction and the earring rate at the end portions in the sheet width direction is controlled to be small.
  • the ratio of the earring rate at the center in the sheet width direction to the earring rate at the ends in the sheet width direction is 0.85 to 1.10, preferably 0.86 to 1.09, more preferably 0.86. controlled to ⁇ 1.08.
  • the "sheet width direction end” means a portion within 100 mm from the sheet width direction end of the ferritic stainless steel sheet
  • the "sheet width direction central portion” means the sheet width direction end. means the part other than It is preferable that the central portion in the width direction of the ferritic stainless steel sheet includes a portion corresponding to 1/2 of the length in the width direction from the end portion in the width direction of the ferritic stainless steel plate.
  • the ferritic stainless steel sheet is reduced during deep drawing of the clad plate manufactured by combining the ferritic stainless steel sheet with other plate materials (austenitic stainless steel plate, aluminum plate or aluminum alloy plate).
  • the difference in metal flow between the stainless steel plate and other plate materials is reduced. If there is a large difference in metal flow, the thickness of a specific portion increases and undulations (wrinkles) occur, or the thickness decreases and cracks occur in a specific portion. Therefore, by reducing the difference in metal flow, wrinkles and cracks can be suppressed, and the design of deep-drawn products can be improved. Also, even if wrinkles or cracks occur, they can be easily removed by polishing because they are small in size.
  • the average value ( rave. ) of the Lankford values is set to 1.6 or more, preferably 1.7 or more. be.
  • the upper limit of r ave. is not particularly limited, it is preferably 3.0, more preferably 2.5.
  • the r value in each direction can be obtained by the following formula (3).
  • w 0 is the plate width before tension
  • w 1 is the plate width after tension
  • t 0 the plate thickness before tension
  • t 1 is the plate thickness after tension
  • L 0 is the gauge before tension.
  • the distance, L1 is the gauge length after pulling.
  • the thickness (plate thickness) of the ferritic stainless steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is generally 3.2 mm or less, preferably 0.1 to 3.0 mm, more preferably 0.1 to 2.5 mm, Particularly preferably, it is 0.2 to 1.0 mm.
  • the method for producing the ferritic stainless steel sheet of the present invention is not particularly limited as long as it is a method capable of producing the ferritic stainless steel sheet having the above characteristics.
  • the solidified structure that causes the generation of earrings should be equiaxed grains as much as possible, avoiding columnar crystal structures, and be uniform in the width direction of the slab.
  • Equiaxed grains are generally produced by making the temperature of the molten steel to be solidified as low as possible. There is a limit to how much it can be lowered. Therefore, solidification nuclei are used to obtain stable equiaxed grains.
  • the most effective solidification nucleus is TiN, but since Ti easily bonds with oxygen, Al is used to suppress the bonding of Ti and oxygen.
  • a ferritic stainless steel sheet having the above characteristics can be stably produced by using the following method. That is, a typical method for producing the ferritic stainless steel sheet of the present invention is a step of heating a slab having the above composition to 1200° C.
  • hot rolling and annealing to obtain a hot rolled annealed sheet (hereinafter referred to as (referred to as a "hot-rolled annealing step”); a step of cold-rolling the hot-rolled annealed sheet at a rolling rate of 88% or more to obtain a cold-rolled sheet (hereinafter referred to as a "cold-rolled step”); , 500 to 850° C. at a rate of 70° C./sec or higher to obtain the annealing temperature. and a step of applying a tension of 50 MPa) (hereinafter referred to as “recrystallization step”). Detailed reasons for limiting each of the above steps will be described below.
  • the hot rolling annealing step is a step of heating the slab having the above composition to 1200° C. or lower, hot rolling and annealing the slab to obtain a hot rolled annealed sheet. If the heating temperature of the slab exceeds 1200° C., it becomes difficult to control the ratio of the earring rate at the central portion in the width direction to the earring rate at the end portions in the width direction, and r ave. within a predetermined range.
  • the lower limit of the slab heating temperature is not particularly limited, but is, for example, 1100°C, preferably 1150°C.
  • the conditions for hot rolling and annealing are not particularly limited, and can be carried out according to known conditions.
  • the annealing is preferably held for 3 seconds or longer in the temperature range of 900° C. or higher.
  • a temperature range of 900° C. or higher recrystallization shifts to grain growth, and the formation of a regular grain structure facilitates control of the average values of elongation, hardness, and Lankford value within appropriate ranges.
  • a cold-rolling process is a process of cold-rolling a hot-rolled annealed sheet at a rolling reduction of 88% or more to obtain a cold-rolled sheet.
  • the rolling reduction of cold rolling is less than 88%, it becomes difficult to control the ratio of the earring rate at the center in the width direction to the earring rate at the ends in the width direction within a predetermined range.
  • the upper limit of the rolling reduction in cold rolling is not particularly limited, it is, for example, 98%, preferably 96%.
  • the temperature range of 500 to 850 ° C. is raised to the annealing temperature at a temperature increase rate of 70 ° C./sec or more for the cold-rolled sheet, and then the annealing temperature is 0.65 to 0.87 kgf / This is a step of applying a tension of mm 2 (6.37 to 8.50 MPa). If the heating rate is less than 70° C./second, it becomes difficult to control the ratio of the earring rate at the central portion in the sheet width direction to the earring rate at the end portions in the sheet width direction within a predetermined range.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly limited, but is, for example, 150° C./second, preferably 120° C./second. Also, when the tension is less than 0.65 kgf/mm 2 (6.37 MPa) and more than 0.87 kgf/mm 2 (8.50 MPa), the earring rate at the central part in the width direction of the strip relative to the earring rate at the ends in the width direction It becomes difficult to control the ratio of to within a predetermined range.
  • the recrystallization step can be performed using various furnaces, but is preferably performed using a continuous annealing and pickling line from the viewpoint of productivity.
  • the annealing temperature is preferably 800 to 950° C.
  • the holding time is preferably 10 to 300 seconds.
  • the heating rate is calculated by (850-500 [° C.])/heating time [seconds] in the temperature range of 500-850° C.
  • the heating rate is calculated by (annealing temperature ⁇ 500 [° C.])/heating time [seconds] in the temperature range from 500° C. to the annealing temperature.
  • the application of tension is not particularly limited, but is preferably performed using tension rolls arranged before and after the furnace.
  • the clad plate of the present invention includes the above ferritic stainless steel plate and an aluminum plate or aluminum alloy plate laminated on the above ferritic stainless steel plate. Moreover, the clad plate of the present invention may further include an austenitic stainless steel plate laminated on the aluminum plate or aluminum alloy plate.
  • the aluminum plate, aluminum alloy plate, and austenitic stainless steel plate are not particularly limited, and those known in the art can be used.
  • the clad plate of the present invention can be manufactured by existing methods. For example, it is possible to use coils, which are the raw materials for each plate material, and continuously manufacture them by joint rolling. Moreover, after cutting each plate
  • the clad plate of the present invention uses a ferritic stainless steel sheet that suppresses the occurrence of earrings, it is possible to suppress the occurrence of wrinkles and cracks during deep drawing. Therefore, the clad plate of the present invention is suitable for use in various products manufactured by deep drawing, particularly cooking utensils and home electric appliances.
  • a slab having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and impurities) was heated to the temperature shown in Table 2 and hot rolled to obtain a hot-rolled sheet with a thickness of 5 mm.
  • the hot rolled sheet was held at a temperature of 900° C. for 60 seconds to obtain a hot rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled annealed sheet was cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet.
  • the temperature range of 500 to 850 ° C. is raised to the annealing temperature (900 ° C.) at the temperature rising rate shown in Table 2 for the cold rolled sheet, and then at this annealing temperature.
  • a recrystallization step was carried out by applying the tension shown in Table 2. Tension was applied by tension rolls. Moreover, in the recrystallization process, the holding time was set to 30 seconds.
  • the ferritic stainless steel sheets obtained as described above were evaluated as follows. [Average of Lankford values (r ave. )] JIS No. 13 B test pieces in the rolling direction, the direction of 45° to the rolling direction, and the direction of 90° to the rolling direction were cut from the ferritic stainless steel plate, and 16% tensile strain was applied to the test pieces in the three directions. A tensile test was performed to obtain the r values in three directions. Next, r ave. was calculated by the above equation (2).
  • a disc-shaped test piece having a diameter of 80 mm corresponding to the central portion in the plate width direction and the end portions in the plate width direction was cut out from a ferritic stainless steel plate, and deep-drawn into a cylindrical shape to prepare a cup.
  • a test piece corresponding to the central portion in the sheet width direction was cut out so that the center in the sheet width direction coincided with the center of the test piece.
  • the test piece corresponding to the edge in the sheet width direction was cut out so that the position 45 mm from the edge in the sheet width direction was the center of the test piece.
  • the cylindrical deep drawing was performed under the following conditions: blank diameter ⁇ 80, punch diameter ⁇ 40 mm, punch R: 4R, die R: 5R, wrinkle pressing pressure 1 ton, lubrication Castrol #122.
  • the earring rate was calculated by the above formula (1), and the ratio of the earring rate at the center in the sheet width direction to the earring rate at the ends in the sheet width direction was obtained.
  • Each clad plate was cut into a predetermined width, laminated, and bonded by warm rolling (temperature of 350° C., rolling rate of 25%).
  • the clad plate was subjected to deep drawing, and the presence or absence of wrinkles or cracks on the surface of the plate material (SUS304 or aluminum plate) opposite to the ferritic stainless steel plate was visually evaluated.
  • the clad plate was deep-drawn into a cylindrical shape with a diameter of 200 mm and a depth of 170 mm, with a mold clearance of 1.2 times the thickness of the clad plate. Also, the die R was 10 mm and the punch R was 25 mm. Table 3 shows the above evaluation results.
  • the composition, the ratio of the earring rate at the center in the width direction to the earring rate at the ends in the width direction, and the average value (r ave. ) of the Lankford values are within a predetermined range.
  • wrinkles or cracks did not occur during deep drawing of the clad plate.
  • the composition, the ratio of the earring rate at the center in the width direction to the earring rate at the ends in the width direction, and the average value of the Lankford values (r ave. ) are outside the predetermined ranges, the clad Wrinkles or cracks occurred during deep drawing of the plate.
  • the present invention provides a ferritic stainless steel sheet for clad plate, a method for producing the same, and a clad plate capable of suppressing the occurrence of wrinkles and cracks during deep drawing of the clad plate. can do.

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Abstract

質量基準で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．７％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１１～１９．５％、Ｎｂ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２％以下、Ｓｎ：０．００１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｏ：０．００４０％以下、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３、Ｔｉ／Ｎ＞９、残部がＦｅ及び不純物からなるクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板であり、円筒深絞り試験において、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率＝（ｈmax－ｈmin）／｛（ｈmax＋ｈmin）／２｝×１００（式中、ｈmaxはカップ底から山までの高さ、ｈminはカップ底から谷までの高さを表す）の比が０．８５～１．１、ｒave.＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４（式中、ｒL、ｒD及びｒCは、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、圧延方向に対して９０°方向のｒ値をそれぞれ表す）が１．６以上である。

Description

クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板
　本発明は、クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板に関する。
　フェライト系ステンレス鋼板は、屋内環境において良好な耐食性を有し、深絞り性に優れることから、調理器具や家電製品に使用されることが多い。例えば、調理器具の一つである炊飯器には、フェライト系ステンレス鋼板とアルミニウム板又はアルミニウム合金板（以下、「Ａｌ板」と略すことがある）とを積層させた２層構造のクラッド板や、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板との間にＡｌ板を挟持させた３層構造のクラッド板を素材として用い、深絞り成形を行うことによって得られる、耐食性、熱効率及び保温効果を高めたクラッド鍋が普及している。２層構造のクラッド板を素材とするクラッド鍋は、通常、外面に強磁性体のフェライト系ステンレス鋼板、内面にＡｌ板が位置するように深絞り成形を行うとともに、手入れ性や耐久性の観点からフッ素樹脂などの種々のコーティングが内面に施される。また、３層構造のクラッド板を素材として用いるクラッド鍋は、通常、外面に強磁性体のフェライト系ステンレス鋼板、内面に耐食性及び耐久性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼板が位置するように深絞り成形を行うとともに、手入れ性や耐久性の観点からフッ素樹脂などの種々のコーティングが内面に施される。
　上記のようなステンレス鋼板とＡｌ板とを積層したクラッド板は、ステンレス鋼板及びＡｌ板の素材であるコイルを用いた接合圧延により製造する方法が知られている。この方法は、保熱炉を備えた大掛かりな圧延設備を必要とするが、大量生産に適するという利点がある。他方、所定の大きさに切断したステンレス鋼板及びＡｌ板を積層して温間プレスによって接着する方法もある。この方法は、大量生産には適さないが、大掛かりな圧延設備を必要としないという利点がある。
　一般に、クラッド板を深絞り成形する場合、クラッド板をサークル状に切断した後、深絞り成形が行われる。このとき、深絞り成形後にイヤリングと呼ばれるｒ値（ランクフォード値）の面内異方性に起因する凹凸（しわ）が発生する。深絞り成形後のイヤリングが大きいと、意匠性が低下し、研磨加工によっても除去することが難しいため、凹凸を切断して製品化しなければならない。したがって、所望の深さとなるように深絞り成形を行うには、切断部分を考慮してサークル状のクラッド板を予め大きくしなければならず、歩留りが低下する。特に、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値の面内異方性は、クラッド板のイヤリングに大きな影響を与えるため、ｒ値の面内異方性が小さいことが要求される。例えば、フェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板との間にＡｌ板を挟持させた３層構造のクラッド板の場合、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値の面内異方性が大きいと、オーステナイト系ステンレス鋼板の表面にしわが発生し易くなる。これに対してオーステナイト系ステンレス鋼板は、深絞り成形によってイヤリングが発生するものの、フェライト系ステンレス鋼板よりもｒ値の面内異方性の影響は小さい。実際、３層構造のクラッド板の場合、オーステナイト系ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板やアルミニウム板に比べて、厚みが小さく且つ変形時の荷重も小さいため、その変形能が他の部材の変形に影響を及ぼすことはあまりない。
　クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板としては、例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１４～１８％、Ｃｕ：０．２～１．０％、Ｎｂ：０．２～１．０％を含有するフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献１は、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値の面内異方性が、クラッド板の深絞り成形後に発生するイヤリングと関係していることは認識していない。
　また、特許文献２及び３には、汎用の成分組成を有し、ｒ値の面内異方性が小さく、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法が開示されている。特許文献２は、熱間圧延工程において粗圧延の圧下率を高めることによって所望の特性を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造しているが、この方法は熱間圧延機のミルパワーに依存するため、フェライト系ステンレス鋼板の生産性低下を招くことがある。特許文献３は、熱延鋼板をフェライト＋オーステナイトの２相領域に加熱する複相化焼鈍を行うことによって所望の特性を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造している。この方法は、製造コストの上昇を招くことはないものの、熱延以降の工程増加によって生産性が低下する恐れがある。また、複相化焼鈍は通常の焼鈍よりも高温で行われるため、複相化焼鈍材の酸洗性や表面品質が低下する場合もある。
　そこで、本出願人は、特許文献４において、質量％にて、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．２～１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４～１８％、Ｎ：０．０１～０．０６％、Ａｌ：０．０３～０．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ａｌ／Ｎ≧３．０であり、γmaxが３０以上８０以下且つＡC1が８２０℃以上９５０℃以下であり、ランクフォード値の面内異方性Δｒ値が０．４以下であり、ｒave.が１．２以上であるフェライト系ステンレス鋼板を提案した。このフェライト系ステンレス鋼板は、鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼帯とし、箱型炉による熱延鋼帯の焼鈍を行った後、冷延鋼板の製造は総圧下率を８５％超とし、１次冷延あるいは最終冷延のいずれか一方の冷間圧延率を８０％以上として１次冷延後の中間焼鈍と最終冷延後の最終焼鈍を施すことによって製造される。特許文献４によれば、面内異方性が小さく、深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、原料コストや製造コストの上昇や生産性の低下を招くことなく工業的に安定して製造することができる。
　他方、特許文献５及び６にも、ｒ値の面内異方性を低減したフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法が開示されている。これらの特許文献に開示されたフェライト系ステンレス鋼板は、精錬技術によりＣ、Ｎなどの不純物元素を低減し、耐発銹性や加工性の改善を図る目的で安定化元素（例えば、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｕなど）を添加した成分組成を有する高純度フェライト系ステンレス鋼板を対象としている。高純度フェライト系ステンレス鋼板の特徴は、溶鋼の凝固から最終製品に至るまでの製造プロセスの温度履歴において相変態が生じず、フェライト単相のままであるという点である。したがって、凝固組織の影響が最終製品に反映され易く、スラブの端部に生じる短片の凝固組織がｒ値やイヤリングに顕著に影響する。また、最終焼鈍においては、短片の凝固組織に加え、焼鈍過程で付与される張力の影響を受けてイヤリング率が顕著に変化するため、クラッド板の変形挙動が板幅方向中央部と板幅方向端部との間で異なる。特に、接合圧延や温間プレスによって製造されるクラッド板を素材として深絞り加工品を製造する場合、板幅方向端部を除去することなく深絞り加工に用いることが多いため、板幅方向中央部と板幅方向端部との間では、凝固組織やイヤリング率が影響して深絞り加工品の表面性状に明確な差が発生する場合がある。
特開２００３－１８１６５２号公報 特開平７－３１０１２２号公報 特開２００２－２７５５９５号公報 特開２００８－１２７６７１号公報 特開２００５－１０５３４７号公報 特開２００５－１６３１３９号公報
　上記した通り、高純度フェライト系ステンレス鋼板を用いたクラッド板では、板幅方向中央部と板幅方向端部との間で変形挙動が異なるため、深絞り加工時にしわや割れが発生し易いという問題がある。この深絞り加工時に発生するしわや割れは、意匠性を低下させる原因となり、研磨加工によっても除去することが難しい。
　本発明は、高純度フェライト系ステンレス鋼板を用いたクラッド板における上記の問題を解決するためになされたものであり、クラッド板の深絞り加工時にしわや割れの発生を抑制することが可能なクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板について鋭意研究を行った結果、組成、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比、及びランクフォード値の平均値（ｒave.）を制御することにより、上記の問題を解決し得ることを見出した。また、本発明者らは、このような特徴を有するクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板が、所定の条件とすることで、コストの上昇や生産性の低下を招くことなく工業的に安定して製造され得ることも見出した。本発明は、このような知見に基づいて完成するに至ったものである。
　すなわち、本発明は、質量基準で、Ｃ：０．０３００％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１１．０～１９．５％、Ｎｂ：０．０１０～０．３００％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２０％以下、Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有し、
　円筒深絞り試験において、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比が０．８５～１．１０であり、前記イヤリング率は下記式（１）：
　イヤリング率＝（ｈmax－ｈmin）／｛（ｈmax＋ｈmin）／２｝×１００　・・・（１）
（式中、ｈmaxはカップ底から山までの高さ、ｈminはカップ底から谷までの高さを表す）によって算出され、
　引張試験において、下記式（２）：
　ｒave.＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４　・・・（２）
（式中、ｒL、ｒD及びｒCは、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び圧延方向に対して９０°方向のｒ値をそれぞれ表す）で算出されるｒave.が１．６以上であるクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板である。
　また、本発明は、質量基準で、Ｃ：０．０３００％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１１．０～１９．５％、Ｎｂ：０．０１０～０．３００％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２０％以下、Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを１２００℃以下に加熱し、熱間圧延して焼鈍することで熱延焼鈍板を得る工程と、
　前記熱延焼鈍板を８８％以上の圧延率で冷間圧延して冷延板を得る工程と、
　前記冷延板に対し、５００～８５０℃の温度域を７０℃／秒以上の昇温速度で昇温して焼鈍温度とした後、前記焼鈍温度で０．６５～０．８７ｋｇｆ／ｍｍ2（６．３７～８．５０ＭＰａ）の張力を付与する工程と
を含むクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
　さらに、本発明は、前記クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板と、
　前記クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板上に積層されたアルミニウム板又はアルミニウム合金板と
を備えるクラッド板である。
　本発明によれば、クラッド板の深絞り加工時にしわや割れの発生を抑制することが可能なクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板を提供することができる。
　以下、上記の観点に基づいて完成された本発明の実施形態について具体的に説明する。本発明は以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、当業者の通常の知識に基づいて、以下の実施形態に対し変更、改良などが適宜加えられたものも本発明の範囲に入ることが理解されるべきである。
　なお、本明細書において成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　本発明のクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板（以下、「フェライト系ステンレス鋼板」と略す）は、Ｃ：０．０３００％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１１．０～１９．５％、Ｎｂ：０．０１０～０．３００％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２０％以下、Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有する。
　ここで、本明細書において「フェライト系」とは、常温で金属組織が主にフェライト相であるものを意味する。したがって、「フェライト系」にはフェライト相以外の相（例えば、オーステナイト相やマルテンサイト相など）が僅かに含まれるものも包含される。また、「不純物」とは、フェライト系ステンレス鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップなどの原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。例えば、不純物には、不可避的不純物も含まれる。さらに、「鋼板」とは、鋼帯を含む概念である。
　また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、必要に応じて、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．００１～０．３００％、Ｇａ：０．００１～０．２００％、Ｗ：０．００１～０．３００％から選択される少なくとも１種を更に含むことができる。
　上記組成の詳細な限定理由を以下に説明する。
［Ｃ：０．０３００％以下］
　Ｃは、オーステナイト生成元素であり、その含有量が多くなると、ｒ値、伸び及び耐食性が低下する。そのため、Ｃの含有量の上限値は、０．０３００％、好ましくは０．０２００％、より好ましくは０．０１００％に設定される。一方、Ｃの含有量の下限値は、特に限定されないが、Ｃの含有量を過度に少なくすることは精練コストの上昇につながる。そのため、Ｃの含有量の下限値は、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％、更に好ましくは０．００２０％である。
［Ｓｉ：０．７０％以下］
　Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素である。しかし、Ｓｉは固溶強化元素であるため、伸びの低下を抑制する観点から、Ｓｉの含有量の上限値は、０．７０％、好ましくは０．６８％、より好ましくは０．６５％に設定される。一方、Ｓｉの含有量の下限値は、特に限定されないが、Ｓｉの含有量を過度に少なくすることは精練コストの上昇につながる。そのため、Ｓｉの含有量の下限値は、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０３％、更に好ましくは０．０５％である。
［Ｍｎ：１．００％以下］
　Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、その含有量が多くなると、伸びや耐食性が低下する。そのため、Ｍｎの含有量の上限値は、１．００％、好ましくは０．８０％、より好ましくは０．５０％に設定される。一方、Ｍｎの含有量の下限値は、特に限定されないが、好ましくは０．００１％、より好ましくは０．００５％、更に好ましくは０．０１％である。
［Ｐ：０．０３０％以下］
　Ｐは、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｐの上限値は、０．０３０％、好ましくは０．０２８％、更に好ましくは０．０２５％に設定される。一方、Ｐの含有量の下限値は、特に限定されないが、Ｐの含有量を過度に少なくすることは精練コストの上昇につながる。そのため、Ｐの含有量の下限値は、好ましくは０．００１％、より好ましくは０．００３％、更に好ましくは０．００５％である。
［Ｓ：０．００５０％以下］
　Ｓは、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｓの含有量の上限値は、０．００５０％、好ましくは０．００４０％、より好ましくは０．００３５％に設定される。一方、Ｓの含有量の下限値は、特に限定されないが、Ｓの含有量を過度に少なくすることは精練コストの上昇につながる。そのため、Ｓの含有量の下限値は、好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．０００３％、更に好ましくは０．０００５％である。
［Ｃｒ：１１．０～１９．５％］
　Ｃｒは、耐食性を確保するために必須の元素である。クラッド板として用いる場合の耐食性を確保する観点から、Ｃｒの含有量の下限値は、１１．０％、好ましくは１１．３％、より好ましくは１１．５％に設定される。一方、Ｃｒの含有量を過度に多くすると、コストの上昇や加工性の低下につながる。そのため、Ｃｒの含有量の上限値は、１９．５％、好ましくは１９．２％、より好ましくは１９．０％に設定される。
［Ｎｂ：０．０１０～０．３００％］
　Ｎｂは、Ｃ及びＮを固定して加工性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得る観点から、Ｎｂの含有量の下限値は、０．０１０％、好ましくは０．０２０％、より好ましくは０．０３０％に設定される。一方、Ｎｂの含有量を過度に多くすると、コストの上昇につながる。そのため、Ｎｂの含有量の上限値は、０．３００％、好ましくは０．２８０％、より好ましくは０．２７０％に設定される。
［Ｔｉ：０．０３～０．２５％］
　Ｔｉは、凝固核（ＴｉＮ）の生成による凝固組織の微細化に有効な元素である。また、Ｔｉは、Ｎｂと同様に、Ｃ及びＮを固定して加工性を向上させるのに有効な元素でもある。これらの効果を得る観点から、Ｔｉの含有量の下限値は、０．０３％、好ましくは０．０４％、より好ましくは０．０５％に設定される。一方、Ｔｉの含有量を過度に多くすると、コストの上昇につながる。そのため、Ｔｉの含有量の上限値は、０．２５％、好ましくは０．２３％、より好ましくは０．２０％に設定される。
［Ｎ：０％超過０．０２０％以下］
　Ｎは、凝固核（ＴｉＮ）の生成による凝固組織の微細化に有効な元素である。この効果を得る観点から、Ｎの含有量の下限値は、０％超過、好ましくは０．００１％、より好ましくは０．００２％、更に好ましくは０．００３％に設定される。一方、Ｎは、加工性及び耐食性を低下させる原因となるため、その含有量は少ないほどよい。そのため、Ｎの含有量の上限値は、０．０２０％、好ましくは０．０１８％、より好ましくは０．０１５％に設定される。
［Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％］
　Ｓｎは、耐食性の向上に有効な元素である。この効果を得る観点から、Ｓｎの含有量の下限値は、０．００１０％、好ましくは０．００３０％、より好ましくは０．００５０％に設定される。一方、Ｓｎの含有量を過度に多くすることは熱延時の耳割れにつながる。そのため、Ｓｎの含有量の上限値は、０．３０００％、好ましくは０．２８００％、より好ましくは０．２７００％に設定される。
［Ａｌ：０．００５～０．１００％］
　Ａｌは、Ｏと優先的に反応してＴｉ酸化物の生成を抑制し、凝固核（ＴｉＮ）を生成し易くすることによってイヤリングを抑制するための元素である。また、Ａｌは、脱酸元素として有効であるとともに、深絞り性を向上させるための元素でもある。これらの効果を得る観点から、Ａｌの含有量の下限値は、０．００５％、好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．０２０％に設定される。一方、Ａｌの含有量を過度に多くすることは、加工性、靭性及び溶接性の低下につながる。そのため、Ａｌの含有量の上限値は、０．１００％、好ましくは０．０９５％、より好ましくは０．０９０％に設定される。
［Ｏ：０．００４０％以下］
　Ｏは、鋼中に残存する大きな介在物と関係する元素である。Ｏが過度に含まれると、Ｔｉ酸化物が生成され易くなる一方で、凝固核（ＴｉＮ）が生成され難くなる結果、イヤリングが発生し易くなる。そのため、Ｏの含有量の上限値は、０．００４０％、好ましくは０．００３５％、より好ましくは０．００３０％に設定される。一方、Ｏの含有量の下限値は、特に限定されないが、Ｏの含有量を過度に少なくすることは精練コストの上昇につながる。そのため、Ｏの含有量の下限値は、好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．０００３％、更に好ましくは０．０００５％である。
［（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）］
　イヤリングの発生原因の１つは、スラブに生じる粗大な凝固組織（柱状晶組織）にある。そこで、本発明では、イヤリングの発生を抑制するために、凝固核（ＴｉＮ）の生成による凝固組織の微細化を行うことによって粗大な凝固組織を低減した。凝固核としてのＴｉＮは、フェライト相との格子整合度が高く、凝固初期に微細分散して存在することで容易にその効果を発揮できる。ＴｉＮを安定して微細分散させるためには、Ｔｉ酸化物の生成を抑制しつつＴｉＮを効率良く生成させる必要がある。
　本発明では、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する観点から、Ａｌ、Ｔｉ及びＯの含有量のバランスが適切に制御されている。すなわち、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏが２３．０超過、好ましくは２３．２以上、より好ましくは２３．５以上に制御されている。一方、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏの上限値は、特に限定されないが、好ましくは１００．０、より好ましくは９５．０、更に好ましくは９０．０である。
　また、本発明では、ＴｉＮを効率良く生成する観点から、Ｔｉ及びＮの含有量の割合が適切に制御されている。すなわち、Ｔｉ／Ｎが９．０超過、好ましくは９．５以上、より好ましくは１０．０以上に制御されている。一方、Ｔｉ／Ｎの上限値は、特に限定されないが、好ましくは５０．０、より好ましくは４０．０、更に好ましくは３０．０である。
［Ｍｏ：０．０５～０．５０％］
　Ｍｏは、耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得る観点から、Ｍｏの含有量の下限値は、０．０５％、好ましくは０．０６％、より好ましくは０．０７％に設定される。一方、Ｍｏの含有量を過度に多くすることはコストの上昇につながる。そのため、Ｍｏの含有量の上限値は、０．５０％、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．３０％である。
［Ｎｉ：０．０５～０．５０％］
　Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、必要に応じて添加される。また、Ｎｉは、靭性を向上させるのに有効な元素でもある。これらの効果を得る観点から、Ｎｉの含有量の下限値は、０．０５％、好ましくは０．０６％、より好ましくは０．０７％に設定される。一方、Ｎｉの含有量を過度に多くすることはコストの上昇につながる。そのため、Ｎｉの含有量の上限値は、０．５０％、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．３０％に設定される。
［Ｃｕ：０．０１～１．００％］
　Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得る観点から、Ｃｕの含有量の下限値は、０．０１％、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０５％に設定される。一方、Ｃｕの含有量を過度に多くすることはコストの上昇につながる。そのため、Ｃｕの含有量の上限値は、１．００％、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％に設定される。
［Ｂ：０．００１～０．３００％］
　Ｂは、二次加工性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得る観点から、Ｂの含有量の下限値は、０．００１％、好ましくは０．００３％、より好ましくは０．００５％に設定される。一方、Ｂの含有量を過度に多くすることはコストの上昇につながる。そのため、Ｂの含有量の上限値は、０．３００％、好ましくは０．２５０％、より好ましくは０．２００％に設定される。
［Ｇａ：０．００１～０．２００％］
　Ｇａは、熱間加工性を向上させる元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得る観点から、Ｇａの含有量の下限値は、０．００１％、好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００３％に設定される。一方、Ｇａの含有量を過度に多くすると、製造性を低下させてしまう。そのため、Ｇａの含有量の上限値は、０．２００％、好ましくは０．１８０％、より好ましくは０．１５０％に設定される。
［Ｗ：０．００１～０．３００％］
　Ｗは、靭性を損なわずに強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加される。この効果を得る観点から、Ｗの含有量の下限値は、０．００１％、好ましくは０．００３％、より好ましくは０．００５％に設定される。一方、Ｗの含有量を過度に多くすることは、加工性及び靭性が低下する恐れがあるとともに、コストの上昇にもつながる。そのため、Ｗの含有量の上限値は、０．３００％、好ましくは０．２５０％、より好ましくは０．２００％に設定される。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比が０．８５～１．１０であるという特性を有する。また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、ランクフォード値の平均値（ｒave.）が１．６以上であるという特性を有する。
　上記特性の詳細な限定理由を以下に説明する。
［板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比：０．８５～１．１０］
　イヤリングの別の発生原因は、スラブの端部に生じる短片の凝固組織（柱状晶組織）が、フェライト系ステンレス鋼板の幅方向端部のイヤリング率に影響を与え、板幅方向中央部と板幅方向端部との間でイヤリング率に差が発生することである。具体的には、スラブの端部には、長片の柱状晶組織と短片の柱状晶組織との会合部が存在している。そのため、スラブの端部は、長片の柱状晶組織が主体のスラブの中央部に比べて細粒傾向を示す。この柱状晶組織の大きさの違いは、フェライト系ステンレス鋼板の再結晶組織において結晶粒集団（コロニー）の有無や方位差の原因となり、イヤリング率に反映される。例えば、板幅方向中央部は、再結晶が進んで特定方位に集積されるとイヤリング率が大きくなるのに対して、板幅方向端部のイヤリング率は比較的安定している。このような理由から、板幅方向中央部と板幅方向端部との間にイヤリング率の差が発生する。
　そこで、本発明では、イヤリングの発生を抑制するために、板幅方向中央部のイヤリング率と板幅方向端部のイヤリング率との差が小さいといえる範囲に制御した。具体的には、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比は、０．８５～１．１０、好ましくは０．８６～１．０９、より好ましくは０．８６～１．０８に制御される。
　なお、本明細書において「板幅方向端部」とは、フェライト系ステンレス鋼板の板幅方向端部から１００ｍｍ以内の部分を意味し、「板幅方向中央部」とは、板幅方向端部以外の部分のことを意味する。板幅方向中央部は、フェライト系ステンレス鋼板の板幅方向端部から板幅方向長さの１／２の部分を含むことが好ましい。
　板幅方向中央部及び板幅方向端部のイヤリング率は、フェライト系ステンレス鋼板から板幅方向中央部及び板幅方向端部に相当する試験片を切り出し、円筒深絞り試験を行うことによって求めることができる。具体的には、試験片を円筒深絞り成形してカップを作製し、下記式（１）によってイヤリング率を算出することができる。
　イヤリング率＝（ｈmax－ｈmin）／｛（ｈmax＋ｈmin）／２｝×１００　・・・（１）
　式（１）において、ｈmaxはカップ底から山（凸部）までの高さ、ｈminはカップ底から谷（凹部）までの高さを表す。
　フェライト系ステンレス鋼板のイヤリングを抑制することにより、フェライト系ステンレス鋼板を他の板材（オーステナイト系ステンレス鋼板や、アルミニウム板又はアルミニウム合金板）と組み合わせて作製されたクラッド板の深絞り加工時に、フェライト系ステンレス鋼板とその他の板材とのメタルフローの差が小さくなる。メタルフローの差が大きい場合、特定の部分で厚みが大きくなってうねり（しわ）が生じたり、特定の部分で厚みが小さくなって割れが発生したりする。したがって、メタルフローの差を小さくすることにより、しわや割れを抑制し、深絞り加工品の意匠性を向上させることできる。また、仮にしわや割れが発生したとしても、その大きさが小さいため、研磨加工によって容易に除去することができる。
［ランクフォード値の平均値（ｒave.）：１．６以上］
　クラッド板の深絞り加工時にフェライト系ステンレス鋼板の板厚が部分的に減少すると、ひずみが集積して成形不良の原因となる。一般に、フェライト系ステンレス鋼の成形性は、ランクフォード値（ｒ値）に比例するといわれている。ｒ値は、一軸引張試験を実施した際の幅縮みと板厚減少との関係を示す指標である。そのため、クラッド板の成形性を向上させてしわや割れを抑制するためには、フェライト系ステンレス鋼板の板厚減少を抑制する必要がある。また、フェライト系ステンレス鋼板では、イヤリング率とｒ値の面内異方性との間にも比例関係が成立するが、クラッド板の成形ではｒ値の面内異方性の影響は小さく、クラッド板を構成するその他の板材との成形能の差を埋める高ｒ値が必要となる。
　そこで、本発明では、クラッド板の成形性を向上させてしわや割れを抑制するために、ランクフォード値の平均値（ｒave.）を１．６以上、好ましくは１．７以上に設定される。なお、ｒave.の上限値は、特に限定されないが、好ましくは３．０、より好ましくは２．５である。
　ｒave.は、フェライト系ステンレス鋼板からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、引張試験を行うことによって求めることができる。具体的には、フェライト系ステンレス鋼板において、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び圧延方向に対して９０°方向のＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、１６％引張歪みを付与して３方向のｒ値を求め、下記式（２）によってｒave.を算出することができる。
　ｒave.＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４　・・・（２）
　式（２）において、ｒL、ｒD及びｒCは、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び圧延方向に対して９０°方向のｒ値をそれぞれ表す。
　各方向のｒ値は、下記式（３）によって求めることができる。
　ｒ＝板幅方向の対数歪／板厚方向の対数歪
　　＝｛ｌｎ（ｗ0／ｗ1）／ｌｎ（ｔ0／ｔ1）｝／｛ｌｎ（ｗ1／ｗ0）／ｌｎ（１－Ｌ0ｗ1／Ｌ1ｗ0）｝　・・・（３）
　式（３）において、ｗ0は引張前の板幅、ｗ1は引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔ1は引張後の板厚、Ｌ0は引張前の標点距離、Ｌ1は引張後の標点距離である。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板の厚さ（板厚）は、特に限定されないが、一般に３．２ｍｍ以下であり、好ましくは０．１～３．０ｍｍ、より好ましくは０．１～２．５ｍｍ、特に好ましくは０．２～１．０ｍｍである。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、上記の特徴を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造し得る方法であれば特に限定されない。
　ここで、イヤリングの発生原因となる凝固組織は、柱状晶組織を避けて可能な限り等軸粒とし、スラブの幅方向で均一にする必要がある。等軸粒は、凝固させる溶鋼の温度を可能な限り低くする方法が一般的であるが、安定生産するためにはスラブの製造開始から終了までの温度を考慮する必要があり、溶鋼の温度の低下させることには限界がある。そこで、安定した等軸粒を得るために凝固核を使用する。最も有効な凝固核は、ＴｉＮであるが、Ｔｉは酸素と結合し易いので、Ａｌを用いてＴｉと酸素との結合を抑制する。ＴｉＮが溶鋼中に安定して存在できれば、等軸粒の生成が促進され、柱状晶組織の影響を無害化することが可能となる。
　以上の観点からフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を検討した結果、次の方法を用いることにより、上記の特徴を有するフェライト系ステンレス鋼板を安定して製造し得るという知見を得た。すなわち、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の典型的な製造方法は、上記の組成を有するスラブを１２００℃以下に加熱し、熱間圧延して焼鈍することで熱延焼鈍板を得る工程（以下、「熱延焼鈍工程」という）と、熱延焼鈍板を８８％以上の圧延率で冷間圧延して冷延板を得る工程（以下、「冷延工程」という）と、冷延板に対し、５００～８５０℃の温度域を７０℃／秒以上の昇温速度で昇温して焼鈍温度とした後、この焼鈍温度で０．６５～０．８７ｋｇｆ／ｍｍ2（６．３７～８．５０ＭＰａ）の張力を付与する工程（以下、「再結晶工程」という）とを含む。
　上記の各工程の詳細な限定理由を以下に説明する。
［熱延焼鈍工程］
　熱延焼鈍工程は、上記の組成を有するスラブを１２００℃以下に加熱し、熱間圧延して焼鈍することで熱延焼鈍板を得る工程である。
　スラブの加熱温度が１２００℃を超えると、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比、及びｒave.を所定の範囲に制御し難くなる。スラブの加熱温度の下限値は、特に限定されないが、例えば１１００℃、好ましくは１１５０℃である。
　熱間圧延及び焼鈍の条件は、特に限定されず、公知の条件に準じて行うことができる。ただし、焼鈍は、９００℃以上の温度域では３秒以上保持することが好ましい。９００℃以上の温度域では、再結晶から粒成長へ移行しており、整粒組織の形成によって、伸び、硬さ、及びランクフォード値の平均値を適切な範囲に制御し易くなる。
［冷延工程］
　冷延工程は、熱延焼鈍板を８８％以上の圧延率で冷間圧延して冷延板を得る工程である。
　冷間圧延の圧延率が８８％未満であると、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比を所定の範囲に制御し難くなる。冷間圧延の圧延率の上限値は、特に限定されないが、例えば９８％、好ましくは９６％である。
［再結晶工程］
　再結晶工程は、冷延板に対し、５００～８５０℃の温度域を７０℃／秒以上の昇温速度で昇温して焼鈍温度とした後、焼鈍温度で０．６５～０．８７ｋｇｆ／ｍｍ2（６．３７～８．５０ＭＰａ）の張力を付与する工程である。
　昇温速度が７０℃／秒未満であると、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比を所定の範囲に制御し難くなる。昇温速度の上限値は、特に限定されないが、例えば１５０℃／秒、好ましくは１２０℃／秒である。
　また、張力が０．６５ｋｇｆ／ｍｍ2（６．３７ＭＰａ）未満及び０．８７ｋｇｆ／ｍｍ2（８．５０ＭＰａ）超過である場合も板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比を所定の範囲に制御し難くなる。
　再結晶工程は、各種炉を用いて行うことができるが、生産性の観点から、連続焼鈍酸洗ラインを用いて行うことが好ましい。また、焼鈍温度は８００～９５０℃、保持時間は１０秒～３００秒であることが好ましい。
　ここで、焼鈍温度が８５０℃以上である場合、昇温速度は、（８５０－５００［℃］）／５００～８５０℃の温度域の昇温時間［秒］によって算出される。また、焼鈍温度が８５０℃未満である場合、昇温速度は、（焼鈍温度－５００［℃］）／５００℃～焼鈍温度の温度域の昇温時間［秒］によって算出される。
　張力の付与は、特に限定されないが、炉の前後に配置したテンションロールを用いて実施することが好ましい。
　本発明のクラッド板は、上記のフェライト系ステンレス鋼板と、上記のフェライト系ステンレス鋼板上に積層されたアルミニウム板又はアルミニウム合金板とを備える。また、本発明のクラッド板は、アルミニウム板又はアルミニウム合金板上に積層されたオーステナイト系ステンレス鋼板を更に備えていてもよい。
　アルミニウム板又はアルミニウム合金板、及びオーステナイト系ステンレス鋼板としては、特に限定されず、当該技術分野において公知のものを用いることができる。
　本発明のクラッド板は、既存の方法によって製造することができる。例えば、各板材の素材であるコイルを用い、接合圧延によって連続的に製造することができる。また、各板材を所定の大きさに切断した後、積層して温間プレスや温間圧延で接着することによって製造してもよい。さらに、各板材を接着剤で接着することによって製造してもよい。
　本発明のクラッド板は、イヤリングの発生が抑制されたフェライト系ステンレス鋼板を用いているため、深絞り加工時にしわや割れの発生を抑制することができる。したがって、本発明のクラッド板は、深絞り加工によって製造される各種製品、特に、調理器具や家電製品などに使用するのに好適である。
　以下に、実施例を挙げて本発明の内容を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定して解釈されるものではない。
　表１に示す組成（残部はＦｅ及び不純物である）を有するスラブを表２に示す温度に加熱して熱間圧延し、板厚５ｍｍの熱延板を得た。次に、熱延板を温度９００℃で６０秒保持して熱延焼鈍板を得た。次に、熱延焼鈍板を表２に示す圧延率で冷間圧延して冷延板を得た。次に、冷延板に対し、連続焼鈍酸洗ラインにおいて、５００～８５０℃の温度域を表２に示す昇温速度で昇温して焼鈍温度（９００℃）とした後、この焼鈍温度で表２に示す張力を付与する再結晶工程を行った。張力はテンションロールによって付与した。また、再結晶工程では、保持時間を３０秒とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記のようにして得られたフェライト系ステンレス鋼板について、以下の評価を行った。
［ランクフォード値の平均値（ｒave.）］
　フェライト系ステンレス鋼板から、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び圧延方向に対して９０°方向のＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、３方向の試験片に対して１６％引張歪みを付与する引張試験を行い、３方向のｒ値を求めた。次に、上記の式（２）によってｒave.を算出した。
［板幅方向中央部及び板幅方向端部のイヤリング率、並びにその比］
　フェライト系ステンレス鋼板から板幅方向中央部及び板幅方向端部に相当する直径８０ｍｍの円盤状の試験片を切り出し、円筒深絞り成形してカップを作製した。板幅方向中央部に相当する試験片は、板幅方向の中心が試験片の中心と一致するように切り出した。また、板幅方向端部に相当する試験片は、板幅方向の端部から４５ｍｍの位置が試験片の中心となるように切り出した。円筒深絞り成形は、ブランク径φ８０、パンチ径φ４０ｍｍ、パンチＲ：４Ｒ、ダイＲ：５Ｒ、しわ押さえ圧１トン、潤滑カストロール＃１２２の条件で行った。次に、上記の式（１）によってイヤリング率を算出し、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比を求めた。
［クラッド板のしわ又は割れの発生の有無］
　フェライト系ステンレス鋼板とアルミニウム板とを積層させた２層構造のクラッド板、又はフェライト系ステンレス鋼板とオーステナイト系ステンレス鋼板（ＳＵＳ３０４）との間にアルミニウム板を挟持させた３層構造のクラッド板を作製した。クラッド板は、各板材を所定の幅に切断した後、積層して温間圧延（温度３５０℃、圧延率２５％）で接着した。次に、クラッド板を深絞り加工し、フェライト系ステンレス鋼板と反対側の板材（ＳＵＳ３０４又はアルミニウム板）の表面におけるしわ又は割れの発生の有無を目視にて評価した。クラッド板の深絞り加工は、直径２００ｍｍ深さ１７０ｍｍの円筒形状とし、金型クリアランスをクラッド板の厚みの１．２倍の条件とした。また、ダイＲは１０ｍｍ、パンチＲは２５ｍｍとした。
　上記の各評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示されるように、組成、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比、及びランクフォード値の平均値（ｒave.）が所定の範囲内にある本発明例は、クラッド板の深絞り加工時にしわ又は割れが発生しなかった。
　これに対して組成、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比、及びランクフォード値の平均値（ｒave.）が所定の範囲外である比較例は、クラッド板の深絞り加工時にしわ又は割れが発生した。
　以上の結果からわかるように、本発明によれば、クラッド板の深絞り加工時にしわや割れの発生を抑制することが可能なクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにクラッド板を提供することができる。

Claims (7)

  1. 　質量基準で、Ｃ：０．０３００％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１１．０～１９．５％、Ｎｂ：０．０１０～０．３００％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２０％以下、Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる組成を有し、
    　円筒深絞り試験において、板幅方向端部のイヤリング率に対する板幅方向中央部のイヤリング率の比が０．８５～１．１０であり、前記イヤリング率は下記式（１）：
    　イヤリング率＝（ｈmax－ｈmin）／｛（ｈmax＋ｈmin）／２｝×１００　・・・（１）
    （式中、ｈmaxはカップ底から山までの高さ、ｈminはカップ底から谷までの高さを表す）によって算出され、
    　引張試験において、下記式（２）：
    　ｒave.＝（ｒL＋２ｒD＋ｒC）／４　・・・（２）
    （式中、ｒL、ｒD及びｒCは、圧延方向、圧延方向に対して４５°の方向、及び圧延方向に対して９０°方向のｒ値をそれぞれ表す）で算出されるｒave.が１．６以上であるクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　質量基準で、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．００１～０．３００％、Ｇａ：０．００１～０．２００％、Ｗ：０．００１～０．３００％から選択される少なくとも１種を更に含む、請求項１に記載のクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板。
  3. 　質量基準で、Ｃ：０．０３００％以下、Ｓｉ：０．７０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１１．０～１９．５％、Ｎｂ：０．０１０～０．３００％、Ｔｉ：０．０３～０．２５％、Ｎ：０％超過０．０２０％以下、Ｓｎ：０．００１０～０．３０００％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．００４０％以下を含み、（Ａｌ＋０．２Ｔｉ）／Ｏ＞２３．０及びＴｉ／Ｎ＞９．０（各式中、各元素記号は各元素の含有量を表す）を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなるスラブを１２００℃以下に加熱し、熱間圧延して焼鈍することで熱延焼鈍板を得る工程と、
    　前記熱延焼鈍板を８８％以上の圧延率で冷間圧延して冷延板を得る工程と、
    　前記冷延板に対し、５００～８５０℃の温度域を７０℃／秒以上の昇温速度で昇温して焼鈍温度とした後、前記焼鈍温度で０．６５～０．８７ｋｇｆ／ｍｍ2（６．３７～８．５０ＭＰａ）の張力を付与する工程と
    を含むクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  4. 　前記スラブは、質量基準で、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．００１～０．３００％、Ｇａ：０．００１～０．２００％、Ｗ：０．００１～０．３００％から選択される少なくとも１種を更に含む、請求項３に記載のクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  5. 　前記焼鈍温度における保持時間が１０～３００秒である、請求項３又は４に記載のクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１又は２に記載のクラッド板用フェライト系ステンレス鋼板と、
    　前記クラッド板用フェライト系ステンレス鋼板上に積層されたアルミニウム板又はアルミニウム合金板と
    を備えるクラッド板。
  7. 　前記アルミニウム板又はアルミニウム合金板上に積層されたオーステナイト系ステンレス鋼板を更に備える、請求項６に記載のクラッド板。
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