JP2019044255A - フェライト系ステンレス鋼板 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2019044255A JP2019044255A JP2017172224A JP2017172224A JP2019044255A JP 2019044255 A JP2019044255 A JP 2019044255A JP 2017172224 A JP2017172224 A JP 2017172224A JP 2017172224 A JP2017172224 A JP 2017172224A JP 2019044255 A JP2019044255 A JP 2019044255A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- bending
- sio
- mno
- stainless steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D5/00—Bending sheet metal along straight lines, e.g. to form simple curves
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
- C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
- C21C7/10—Handling in a vacuum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
【課題】十分な耐食性を有するとともに、曲げ成形性および曲げ部の表面品質に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成にするとともに、鋼中のＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）について、次式（１）の関係を満足させる。Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）ここで、［％Ｓｉ］は、上記成分組成のＳｉ含有量［質量％］である。【選択図】なし
Description
本発明は、フェライト系ステンレス鋼板、特には、十分な耐食性を有するとともに、曲げ成形性および曲げ部の表面品質に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関するものである。
日本工業規格：ＪＩＳ Ｇ ４３０５に規定されたＳＵＳ４３０（１６〜１８ｍａｓｓ％Ｃｒ）は、フェライト系ステンレス鋼の中でも安価で耐食性に優れているため、建材、輸送機器、家電製品、厨房機器および自動車部品などの様々な用途に使用されている。
これらの用途に適用される鋼板には、プレス成形等により、所定の形状に加工できることが求められる。
ここで、プレス成形は、張出成形、深絞り成形、伸びフランジ成形および曲げ成形といった４種類の成形方式に大別される。その中でも、曲げ成形は形状の自由度が比較的高いために多く採用されており、曲げ成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の開発が強く求められている。
ここで、プレス成形は、張出成形、深絞り成形、伸びフランジ成形および曲げ成形といった４種類の成形方式に大別される。その中でも、曲げ成形は形状の自由度が比較的高いために多く採用されており、曲げ成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の開発が強く求められている。
フェライト系ステンレス鋼として、例えば、特許文献１には、
「mass％で、Ｃ：0.02〜0.06％、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005％以下、Ti：0.005％以下、Cr：11〜30％以下、Ni：0.7％以下を含み、かつＮを、Ｃ含有量との関係で0.06≦（Ｃ＋Ｎ）≦0.12および１≦Ｎ／Ｃを満足するように含有し、さらにＶを、Ｎ含有量との関係で1.5×10−３≦（Ｖ×Ｎ）≦1.5×10−２を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
「mass％で、Ｃ：0.02〜0.06％、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.005％以下、Ti：0.005％以下、Cr：11〜30％以下、Ni：0.7％以下を含み、かつＮを、Ｃ含有量との関係で0.06≦（Ｃ＋Ｎ）≦0.12および１≦Ｎ／Ｃを満足するように含有し、さらにＶを、Ｎ含有量との関係で1.5×10−３≦（Ｖ×Ｎ）≦1.5×10−２を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
また、特許文献２には、
「Ｃｒ：１５〜２０ｗｔ％を含有するフェライト系ステンレス鋼において、Ｖを０．００５〜１．０ｗｔ％の範囲で含有させると共に、Ａｌを０．００５ｗｔ％以下、Ｏを０．００１〜０．００７ｗｔ％の範囲とし、かつ鋼中の酸化物系介在物の成分中、Ａｌ２Ｏ３およびＣｒ２Ｏ３をそれぞれ、Ａｌ２Ｏ３：５ｗｔ％以下、Ｃｒ２Ｏ３：１０〜５０ｗｔ％の範囲としたことを特徴とする、表面性状およびプレス成形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。
「Ｃｒ：１５〜２０ｗｔ％を含有するフェライト系ステンレス鋼において、Ｖを０．００５〜１．０ｗｔ％の範囲で含有させると共に、Ａｌを０．００５ｗｔ％以下、Ｏを０．００１〜０．００７ｗｔ％の範囲とし、かつ鋼中の酸化物系介在物の成分中、Ａｌ２Ｏ３およびＣｒ２Ｏ３をそれぞれ、Ａｌ２Ｏ３：５ｗｔ％以下、Ｃｒ２Ｏ３：１０〜５０ｗｔ％の範囲としたことを特徴とする、表面性状およびプレス成形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。
さらに、特許文献３には、
「質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１５〜２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含むフェライト系ステンレス鋼板であって、フェライト中にＣｒ炭化物が分散するとともに、前記Ｃｒ炭化物中におけるＦｅ及びＣｒの金属元素の存在比が質量％比で、Ｆｅ／Ｃｒ：０．０５〜０．１５であることを特徴とする曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
「質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：１５〜２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含むフェライト系ステンレス鋼板であって、フェライト中にＣｒ炭化物が分散するとともに、前記Ｃｒ炭化物中におけるＦｅ及びＣｒの金属元素の存在比が質量％比で、Ｆｅ／Ｃｒ：０．０５〜０．１５であることを特徴とする曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。」
が開示されている。
加えて、特許文献４には、
「質量％で、Ｃ：0.2 ％以下、Si：0.15〜0.32％、Mn：0.4 ％以下、Cr：10〜25％、Al：0.005 ％以下を含むとともに、前記MnとSiはMn／Si：1.25以上を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から成ることを特徴とする曲げ加工性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
「質量％で、Ｃ：0.2 ％以下、Si：0.15〜0.32％、Mn：0.4 ％以下、Cr：10〜25％、Al：0.005 ％以下を含むとともに、前記MnとSiはMn／Si：1.25以上を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から成ることを特徴とする曲げ加工性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
しかし、特許文献１および２の技術に基づき、板厚を厚く、特には１．０ｍｍ以上として冷延鋼板を製造し、これを素材として、曲げ成形を行う、具体的には、９０°曲げ加工部と、加工に伴う引張ひずみが導入された状態での１８０°密着曲げを受けたヘミング加工部とを有する箱形状への曲げ成形を行うと、比較的軽度な曲げ加工である９０°曲げ加工部において割れが発生する場合がある。
また、特許文献３の技術に基づき、板厚を厚く、特には１．０ｍｍ以上として冷延鋼板を製造し、これを素材として、上記と同様の曲げ成形を行うと、９０°曲げ加工部については割れが発生しないものの、ヘミング加工部において割れが生じ、所定の形状に成形できない場合がある。
この点、特許文献４の技術では、板厚を２．０ｍｍ程度にまで大きくしても、９０°曲げ加工部とヘミング加工部の両方で割れの発生が防止できる。しかし、この場合でも、ヘミング加工部の曲げ稜線部に、リジングと呼ばれる表面凹凸が発生して表面品質を損なう場合があり、この点に課題を残していた。
このように、特許文献１〜４の技術では、曲げ成形性と曲げ部の表面品質とが両立されているとは言い難く、そのため、曲げ成形性と曲げ部の表面品質とを両立することが可能なフェライト系スレンレス鋼板、特に板厚を厚くしたとしても、曲げ成形性と曲げ部の表面品質とを両立することが可能なフェライト系スレンレス鋼板の開発が望まれているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、十分な耐食性を有するとともに、曲げ成形性および曲げ部の表面品質に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
ここで、「十分な耐食性」とは、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験を、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして８サイクル行ったときの、鋼板表面における発錆面積率（鋼板表面の発錆面積／試鋼板表面の全面積）×１００（％））が２５％以下であることを意味する。
また、「曲げ成形性に優れる」とは、鋼板に圧延直角方向を長手として２０％の引張ひずみを付与したのち、１８０°密着曲げを施した（以下、ストレッチベンドともいう）ときに割れが発生しないことを意味する。
さらに、「曲げ部表面品質に優れる」とは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に準拠して測定される、上記ストレッチベンド後の曲げ稜線部で稜線と平行および直角方向に測定したうねり高さが、いずれも５．０μｍ以下であることを意味する。
ここで、「十分な耐食性」とは、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験を、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして８サイクル行ったときの、鋼板表面における発錆面積率（鋼板表面の発錆面積／試鋼板表面の全面積）×１００（％））が２５％以下であることを意味する。
また、「曲げ成形性に優れる」とは、鋼板に圧延直角方向を長手として２０％の引張ひずみを付与したのち、１８０°密着曲げを施した（以下、ストレッチベンドともいう）ときに割れが発生しないことを意味する。
さらに、「曲げ部表面品質に優れる」とは、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に準拠して測定される、上記ストレッチベンド後の曲げ稜線部で稜線と平行および直角方向に測定したうねり高さが、いずれも５．０μｍ以下であることを意味する。
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、種々検討を重ねた。
まず、発明者らは、種々のフェライト系ステンレス鋼板を素材として、曲げ成形を行い、上記したヘミング加工部の曲げ稜線部に発生するリジングの発生原因について、詳しく調査した。
その結果、上記したヘミング加工部の曲げ稜線部に発生するリジングは、主に鋳造および／または熱間圧延時に生成したフェライト相のコロニー（類似した結晶方位を有する結晶粒群）が冷延焼鈍後に残存するために生じることがわかった。
まず、発明者らは、種々のフェライト系ステンレス鋼板を素材として、曲げ成形を行い、上記したヘミング加工部の曲げ稜線部に発生するリジングの発生原因について、詳しく調査した。
その結果、上記したヘミング加工部の曲げ稜線部に発生するリジングは、主に鋳造および／または熱間圧延時に生成したフェライト相のコロニー（類似した結晶方位を有する結晶粒群）が冷延焼鈍後に残存するために生じることがわかった。
そこで、発明者らは、上記のコロニーを有効に破壊できれば、リジングの発生を有効に防止できるのではないかと考え、種々の成分組成について検討を行った。
その結果、リジングの発生を防止する観点からは、Ｓｉ含有量を低減し、かつＭｎ含有量を増加させることが有効であると考えるに至った。
すなわち、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量の増加に伴って、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量は低下する。また、Ｓｉは、熱間圧延時にフェライト相の回復を促進する効果もある。そのため、Ｓｉが多くなり過ぎると、熱間圧延によって導入される圧延加工ひずみが回復によって解消されることを助長し、次工程の熱延板焼鈍時に再結晶サイトとなるひずみが減少する。その結果、熱延板焼鈍時のフェライト相の再結晶によるコロニー破壊効果が低減すると考えられる。
一方、Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量を増加させる。オーステナイト相は、主にフェライト相の粒界から生成するため、オーステナイト相の生成量が多い程、熱間圧延時にコロニーの破壊は促進されるものと考えられる。
そのため、発明者らは、Ｓｉ含有量を低減し、かつＭｎ含有量を増加させることにより、リジングの発生を有効に防止することができるのはないかと考えたのである。
その結果、リジングの発生を防止する観点からは、Ｓｉ含有量を低減し、かつＭｎ含有量を増加させることが有効であると考えるに至った。
すなわち、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量の増加に伴って、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量は低下する。また、Ｓｉは、熱間圧延時にフェライト相の回復を促進する効果もある。そのため、Ｓｉが多くなり過ぎると、熱間圧延によって導入される圧延加工ひずみが回復によって解消されることを助長し、次工程の熱延板焼鈍時に再結晶サイトとなるひずみが減少する。その結果、熱延板焼鈍時のフェライト相の再結晶によるコロニー破壊効果が低減すると考えられる。
一方、Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量を増加させる。オーステナイト相は、主にフェライト相の粒界から生成するため、オーステナイト相の生成量が多い程、熱間圧延時にコロニーの破壊は促進されるものと考えられる。
そのため、発明者らは、Ｓｉ含有量を低減し、かつＭｎ含有量を増加させることにより、リジングの発生を有効に防止することができるのはないかと考えたのである。
しかし、上記のような成分組成に調製したステンレス鋼板に、加工に伴う引張ひずみが導入された状態での１８０°密着曲げを施したところ、当該曲げ部に割れが発生した。
発明者らが、この割れの原因を詳しく調査したところ、曲げ成形により、フェライト相と、ＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物との界面にボイドが発生し、このボイドが起点となって割れが発生していることが分かった。
なお、ＭｎＯ−ＳｉＯ２とは、ＭｎＯおよびＳｉＯ２の混合体である。
なお、ＭｎＯ−ＳｉＯ２とは、ＭｎＯおよびＳｉＯ２の混合体である。
そこで、発明者らは、割れの起点となる上記介在物と成分組成との関係を、詳細に検討した。
その結果、
割れの発生は、成分組成のＳｉ含有量と、鋼中のＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量に強い相関があり、
ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量を、成分組成のＳｉ含有量との関係で所定量以下に低減することによって、割れの発生を有効に防止して、曲げ成形性と曲げ部の表面品質とを両立することが可能になる、
との知見を得た。
また、上記した介在物、特にＭｎＯ−ＳｉＯ２量を低減する観点からは、二次精錬を真空酸素脱炭処理（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ、ＶＯＤ）法で行うこと、および、その際のスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）の調整、さらには、二次精錬中に所定の条件でバブリング処理を行うことが極めて重要であり、このような処理を行うとともに、Ｓ量を低減することによって、Ｍｎ含有量を０．４５％以上とするような成分組成であっても、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物の生成量を大幅に低減できることを併せて知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
その結果、
割れの発生は、成分組成のＳｉ含有量と、鋼中のＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量に強い相関があり、
ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量を、成分組成のＳｉ含有量との関係で所定量以下に低減することによって、割れの発生を有効に防止して、曲げ成形性と曲げ部の表面品質とを両立することが可能になる、
との知見を得た。
また、上記した介在物、特にＭｎＯ−ＳｉＯ２量を低減する観点からは、二次精錬を真空酸素脱炭処理（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ、ＶＯＤ）法で行うこと、および、その際のスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）の調整、さらには、二次精錬中に所定の条件でバブリング処理を行うことが極めて重要であり、このような処理を行うとともに、Ｓ量を低減することによって、Ｍｎ含有量を０．４５％以上とするような成分組成であっても、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物の生成量を大幅に低減できることを併せて知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
鋼中の介在物であるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）が、次式（１）の関係を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）
ここで、［％Ｓｉ］は、上記成分組成のＳｉ含有量［質量％］である。
１．質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
鋼中の介在物であるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）が、次式（１）の関係を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）
ここで、［％Ｓｉ］は、上記成分組成のＳｉ含有量［質量％］である。
２．前記成分組成が、質量％で、さらに
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
本発明によれば、十分な耐食性を有するとともに、曲げ成形性および曲げ部の表面品質に優れるフェライト系ステンレス鋼板が得られる。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板では、厚肉化した場合にも優れた曲げ成形性および曲げ部の表面品質が得られるので、鋼板端面部にヘミング加工が施される調理器具やかしめ接合が用いられる業務用厨房に適用して特に有利である。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板では、厚肉化した場合にも優れた曲げ成形性および曲げ部の表面品質が得られるので、鋼板端面部にヘミング加工が施される調理器具やかしめ接合が用いられる業務用厨房に適用して特に有利である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％
Ｃは、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃ含有量は０．０１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼が過度に硬質化して延性が低下する。また、炭化物とフェライト相との界面からボイドが発生し、曲げ成形時の割れを誘引するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０５０％の範囲とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０２５％である。また、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％である。
Ｃは、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃ含有量は０．０１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼が過度に硬質化して延性が低下する。また、炭化物とフェライト相との界面からボイドが発生し、曲げ成形時の割れを誘引するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０５０％の範囲とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０２５％である。また、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、鋼が過度に硬質化して、曲げ加工時にフェライト相を起点とした割れが発生する。そのため、所望の曲げ成形性が得られない。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量の増加に伴って、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量は低下する。さらに、Ｓｉは、熱間圧延時にフェライト相の回復を促進する効果もある。そのため、Ｓｉが多くなり過ぎると、熱間圧延によって導入される圧延加工ひずみが、回復によって解消されることを助長し、これにより、次工程の熱延板焼鈍時に再結晶サイトとなるひずみが減少してしまう。その結果、熱延板焼鈍時のフェライト相の再結晶によるコロニー破壊効果が低減し、曲げ成形部にリジングが発生して表面品質が損なわれる。
従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％である。
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、鋼が過度に硬質化して、曲げ加工時にフェライト相を起点とした割れが発生する。そのため、所望の曲げ成形性が得られない。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量の増加に伴って、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量は低下する。さらに、Ｓｉは、熱間圧延時にフェライト相の回復を促進する効果もある。そのため、Ｓｉが多くなり過ぎると、熱間圧延によって導入される圧延加工ひずみが、回復によって解消されることを助長し、これにより、次工程の熱延板焼鈍時に再結晶サイトとなるひずみが減少してしまう。その結果、熱延板焼鈍時のフェライト相の再結晶によるコロニー破壊効果が低減し、曲げ成形部にリジングが発生して表面品質が損なわれる。
従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．４５〜１．００％
Ｍｎは、Ｃと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．４５％以上とする。また、Ｍｎ含有量が０．４５％未満になると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少する。そのため、コロニーの破壊効果が不十分となって、曲げ成形部にリジングが発生して、表面品質が損なわれる。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼が硬質化して延性が低下する。加えて、耐食性も低下するおそれがある。
従って、Ｍｎ含有量は０．４５〜１．００％の範囲とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．５５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％である。
Ｍｎは、Ｃと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．４５％以上とする。また、Ｍｎ含有量が０．４５％未満になると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少する。そのため、コロニーの破壊効果が不十分となって、曲げ成形部にリジングが発生して、表面品質が損なわれる。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼が硬質化して延性が低下する。加えて、耐食性も低下するおそれがある。
従って、Ｍｎ含有量は０．４５〜１．００％の範囲とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．５５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素である。そのため、Ｐ含有量は少ない方が望ましく、上限を０．０４０％とする。好ましくは０．０３０％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素である。そのため、Ｐ含有量は少ない方が望ましく、上限を０．０４０％とする。好ましくは０．０３０％以下である。より好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、割れの発生を誘引して曲げ成形性を低下させる。また、ＭｎＳは耐食性を低下させる場合もある。そのため、Ｓ含有量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、割れの発生を誘引して曲げ成形性を低下させる。また、ＭｎＳは耐食性を低下させる場合もある。そのため、Ｓ含有量は０．００８％以下とする。好ましくは０．００６％以下である。
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１５．５％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少してリジングの発生を招き易くなる。
従って、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは１６．０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１７．０％、より好ましくは１６．５％である。
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１５．５％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少してリジングの発生を招き易くなる。
従って、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは１６．０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１７．０％、より好ましくは１６．５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％を超えると、介在物であるＡｌ２Ｏ３の生成量が増加して表面品質の低下を招き易くなる。
従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０１０％の範囲とする。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００５％である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％を超えると、介在物であるＡｌ２Ｏ３の生成量が増加して表面品質の低下を招き易くなる。
従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０１０％の範囲とする。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００５％である。
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％
Ｎは、ＣおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以上とする。しかし、Ｎ含有量が０．０８０％を超えると、延性が大幅に低下する。また、Ｃｒ窒化物の析出を助長し、鋭敏化に起因した耐食性の低下を招くおそれもある。
従って、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０８０％の範囲とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０３０％、より好ましくは０．０４０％である。
Ｎは、ＣおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、リジングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以上とする。しかし、Ｎ含有量が０．０８０％を超えると、延性が大幅に低下する。また、Ｃｒ窒化物の析出を助長し、鋭敏化に起因した耐食性の低下を招くおそれもある。
従って、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０８０％の範囲とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０３０％、より好ましくは０．０４０％である。
以上、基本成分について説明したが、上記の基本成分に加えて、さらに、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％を含有させてもよい。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。また、Ｃａを含有させた場合、圧延によって大きく展伸するＭｎＳに代えて、圧延後も球状のまま維持されるＣａＳが多く生成するため、曲げ成形性の向上に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量の増加に伴い、鋼中の介在物であるＣａＯも増加する。ＣａＯが過度に増加すると、曲げ成形時にＣａＯを起点とした割れが生じるおそれがある。そのため、Ｃａの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
従って、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。Ｃａ含有量の下限は、より好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の上限は、より好ましくは０．００１５％、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすい介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。また、Ｃａを含有させた場合、圧延によって大きく展伸するＭｎＳに代えて、圧延後も球状のまま維持されるＣａＳが多く生成するため、曲げ成形性の向上に寄与する。このような効果を得る観点から、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量の増加に伴い、鋼中の介在物であるＣａＯも増加する。ＣａＯが過度に増加すると、曲げ成形時にＣａＯを起点とした割れが生じるおそれがある。そのため、Ｃａの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。
従って、Ｃａを含有する場合、その含有量は０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。Ｃａ含有量の下限は、より好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の上限は、より好ましくは０．００１５％、さらに好ましくは０．００１０％である。
なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
次に、鋼中の介在物について、説明する。
ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）：８００−９００×［％Ｓｉ］以下（［％Ｓｉ］は、鋼の成分組成のＳｉ含有量（質量％））
上述したように、鋼板に曲げ加工を施すと、フェライト相と、ＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物との界面にボイドが生じる。そして、これらの介在物の合計量が多くなると、これらのボイドが連結して割れが生じ易くなる。特に、Ｓｉ含有量が多い鋼板では、鋼の塑性変形能の低下に起因した鋼板の硬質化が生じて曲げ変形に必要な応力が大きくなるため、フェライト相とＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物との界面のボイドに大きな応力集中が発生して、割れの発生が促進され、結果的に、曲げ成形性が低下する。
そのため、所望の曲げ成形性を得るには、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を、成分組成のＳｉ含有量との関係で調整することが極めて重要であり、よって、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を８００−９００×［％Ｓｉ］以下とする（すなわち、Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）の関係を満足させる）ことが必要である。ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）は、好ましくは７００−９００×［％Ｓｉ］以下、より好ましくは６５０−９００×［％Ｓｉ］以下である。
なお、［％Ｓｉ］は、成分組成のＳｉ含有量（質量％）である。
ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）：８００−９００×［％Ｓｉ］以下（［％Ｓｉ］は、鋼の成分組成のＳｉ含有量（質量％））
上述したように、鋼板に曲げ加工を施すと、フェライト相と、ＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物との界面にボイドが生じる。そして、これらの介在物の合計量が多くなると、これらのボイドが連結して割れが生じ易くなる。特に、Ｓｉ含有量が多い鋼板では、鋼の塑性変形能の低下に起因した鋼板の硬質化が生じて曲げ変形に必要な応力が大きくなるため、フェライト相とＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２といった介在物との界面のボイドに大きな応力集中が発生して、割れの発生が促進され、結果的に、曲げ成形性が低下する。
そのため、所望の曲げ成形性を得るには、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を、成分組成のＳｉ含有量との関係で調整することが極めて重要であり、よって、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を８００−９００×［％Ｓｉ］以下とする（すなわち、Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）の関係を満足させる）ことが必要である。ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）は、好ましくは７００−９００×［％Ｓｉ］以下、より好ましくは６５０−９００×［％Ｓｉ］以下である。
なお、［％Ｓｉ］は、成分組成のＳｉ含有量（質量％）である。
また、曲げ成形性の向上の観点からは、上掲（１）式を満足させたうえで、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の量を４００体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
なお、ＭｎＳの量は上掲（１）式を満足していれば特に限定されるものではないが、４００体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
なお、ＭｎＳの量は上掲（１）式を満足していれば特に限定されるものではないが、４００体積ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
ここで、鋼中に介在物として存在するＭｎＳ量（体積ｐｐｍ）は、以下のようにして求めたものである。
すなわち、製造したステンレス鋼板に、１０質量％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液（ＡＡ溶液）を用いた電解を施す。ついで、メッシュサイズ：０．２μｍのフィルタを用いて抽出残渣を採取し、採取した抽出残渣を用いて、ＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分析法により、Ｓ量を定量分析する。ここで得られるＳの質量分率を、Ｓの原子量（＝３２）を用いてモル分率に換算し、当該Ｓのモル分率分だけＭｎＳ（原子量８７）が生成すると仮定して、ＭｎＳのモル分率を求める。そして、ＭｎＳのモル分率を質量分率へと換算し、さらに、ＭｎＳの質量分率から、ＭｎＳの密度（５．２２６ｇ／ｃｍ３）およびＳＵＳ４３０の密度（７．７ｇ／ｃｍ３）を用いて、ＭｎＳの体積分率（体積ｐｐｍ）に換算する。
すなわち、製造したステンレス鋼板に、１０質量％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液（ＡＡ溶液）を用いた電解を施す。ついで、メッシュサイズ：０．２μｍのフィルタを用いて抽出残渣を採取し、採取した抽出残渣を用いて、ＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分析法により、Ｓ量を定量分析する。ここで得られるＳの質量分率を、Ｓの原子量（＝３２）を用いてモル分率に換算し、当該Ｓのモル分率分だけＭｎＳ（原子量８７）が生成すると仮定して、ＭｎＳのモル分率を求める。そして、ＭｎＳのモル分率を質量分率へと換算し、さらに、ＭｎＳの質量分率から、ＭｎＳの密度（５．２２６ｇ／ｃｍ３）およびＳＵＳ４３０の密度（７．７ｇ／ｃｍ３）を用いて、ＭｎＳの体積分率（体積ｐｐｍ）に換算する。
また、鋼中に介在物として存在するＭｎＯ−ＳｉＯ２量は、以下のようにして求めたものである。
すなわち、製造したステンレス鋼板に、臭素−メタノール法により溶解処理を施す。ついで、メッシュサイズ：０．２μｍのフィルタを用いて抽出残渣を採取し、採取した抽出残渣を用いて、ＩＣＰ発光分析法により、Ｍｎ量およびＳｉ量を定量分析する。ここで得られるＭｎおよびＳｉの質量分率を、それぞれＭｎおよびＳｉの原子量（Ｍｎ：５５、Ｓｉ：２８）を用いてモル分率に換算し、当該Ｍｎの質量分率分だけＭｎＯ（原子量：７１）が、また、当該Ｓｉの質量分率分だけＳｉＯ２（原子量：６０）が生成すると仮定して、ＭｎＯおよびＳｉＯ２のモル分率をそれぞれ求める。そして、ＭｎＯおよびＳｉＯ２のモル分率をそれぞれ質量分率に換算する。さらに、ＳｉＯ２の質量分率から、次式：４．４−０．０１９×［ＳｉＯ２の質量分率］（質量％）により、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の密度（ｇ／ｃｍ３）を算出し、算出したＭｎＯ−ＳｉＯ２の密度およびＳＵＳ４３０の密度（７．７ｇ／ｃｍ３）を用いて、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の質量分率（＝［ＭｎＯの質量分率］＋［ＳｉＯ２の質量分率］）を、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の体積分率（体積ｐｐｍ）に換算する。
そして、上記のようにして算出したＭｎＳの体積分率とＭｎＯ−ＳｉＯ２の体積分率とを足し合わせることで、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａが得られる。
すなわち、製造したステンレス鋼板に、臭素−メタノール法により溶解処理を施す。ついで、メッシュサイズ：０．２μｍのフィルタを用いて抽出残渣を採取し、採取した抽出残渣を用いて、ＩＣＰ発光分析法により、Ｍｎ量およびＳｉ量を定量分析する。ここで得られるＭｎおよびＳｉの質量分率を、それぞれＭｎおよびＳｉの原子量（Ｍｎ：５５、Ｓｉ：２８）を用いてモル分率に換算し、当該Ｍｎの質量分率分だけＭｎＯ（原子量：７１）が、また、当該Ｓｉの質量分率分だけＳｉＯ２（原子量：６０）が生成すると仮定して、ＭｎＯおよびＳｉＯ２のモル分率をそれぞれ求める。そして、ＭｎＯおよびＳｉＯ２のモル分率をそれぞれ質量分率に換算する。さらに、ＳｉＯ２の質量分率から、次式：４．４−０．０１９×［ＳｉＯ２の質量分率］（質量％）により、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の密度（ｇ／ｃｍ３）を算出し、算出したＭｎＯ−ＳｉＯ２の密度およびＳＵＳ４３０の密度（７．７ｇ／ｃｍ３）を用いて、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の質量分率（＝［ＭｎＯの質量分率］＋［ＳｉＯ２の質量分率］）を、ＭｎＯ−ＳｉＯ２の体積分率（体積ｐｐｍ）に換算する。
そして、上記のようにして算出したＭｎＳの体積分率とＭｎＯ−ＳｉＯ２の体積分率とを足し合わせることで、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａが得られる。
なお、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量を質量比率ではなく、体積比率で規定するのは次の理由による。
すなわち、割れの多くは母相であるフェライト相とＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２の界面に生じたボイドが連結することにより生じる。ＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２間の距離が近いほどボイドの連結が促進される。ここで、体積比率の方が質量比率よりもＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２間の距離との相関が高い。従って、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量は、質量比率ではなく、体積比率で規定している。
また、上掲（１）式では、成分組成のＳｉ含有量を質量％単位で使用して、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）の範囲を規定することとしているが、これは次の理由による。
すなわち、上述したように、母相であるフェライト相の鋼の塑性変形能はＳｉ含有量（質量％）に応じて変化するため、この鋼の塑性変形能による曲げ成形性への影響を表すのは、Ｓｉ含有量（質量％）を用いることが適切と考えられ、また、実際に、Ｓｉ含有量（質量％）を用いてＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を調整することで、所望の曲げ成形性が得られるためである。
すなわち、割れの多くは母相であるフェライト相とＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２の界面に生じたボイドが連結することにより生じる。ＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２間の距離が近いほどボイドの連結が促進される。ここで、体積比率の方が質量比率よりもＭｎＳやＭｎＯ−ＳｉＯ２間の距離との相関が高い。従って、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量は、質量比率ではなく、体積比率で規定している。
また、上掲（１）式では、成分組成のＳｉ含有量を質量％単位で使用して、ＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）の範囲を規定することとしているが、これは次の理由による。
すなわち、上述したように、母相であるフェライト相の鋼の塑性変形能はＳｉ含有量（質量％）に応じて変化するため、この鋼の塑性変形能による曲げ成形性への影響を表すのは、Ｓｉ含有量（質量％）を用いることが適切と考えられ、また、実際に、Ｓｉ含有量（質量％）を用いてＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）を調整することで、所望の曲げ成形性が得られるためである。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の組織は、フェライト相を主体とした組織、具体的には、組織全体に対する体積率で９０％以上のフェライト相を有し、フェライト相以外の残部組織が組織全体に対する体積率で１０％以下となる組織となる。さらに、フェライト単相であってもよい。なお、残部組織としては、主にマルテンサイト相が挙げられ、析出物および介在物の体積率は含まないものとする。
ここで、フェライト相の体積率は、ステンレス鋼板から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施してから、１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相とを区別した後、画像処理によりフェライト相の体積率を求め、その平均値を算出することで求めたものである。
ここで、フェライト相の体積率は、ステンレス鋼板から断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施してから、１０視野について倍率１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、組織形状とエッチング強度からマルテンサイト相とフェライト相とを区別した後、画像処理によりフェライト相の体積率を求め、その平均値を算出することで求めたものである。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の板厚は特に限定されるものではないが、０．８ｍｍ以上とする場合に有効である。特には１．０ｍｍ以上、より特には１．２ｍｍ以上、さらに特には１．５ｍｍ以上、よりさらに特には２．０ｍｍ以上とする場合に有効である。なお、板厚の上限としては５．０ｍｍ程度である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適製造方法について、説明する。
まず、上記の成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉および真空溶解炉等による公知の方法で一次製錬、さらに真空酸素脱炭処理法（以下、ＶＯＤ法ともいう）による二次精錬により溶製し、ついで、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とする。
まず、上記の成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉および真空溶解炉等による公知の方法で一次製錬、さらに真空酸素脱炭処理法（以下、ＶＯＤ法ともいう）による二次精錬により溶製し、ついで、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とする。
ここで、鋼中の介在物、特にＭｎＯ−ＳｉＯ２を低減して、上掲（１）式を満足させる観点からは、二次精錬をＶＯＤ法で行うとともに、スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．５以上に調整・維持し、さらに二次精錬中に所定の条件でバブリング処理を行うことが重要である。
すなわち、ＶＯＤ法では真空下で処理を行うため、アルゴン−酸素脱炭法（以下、ＡＯＤ法ともいう）に比べて、溶鋼中の酸素量が効果的に低減され、鋳造時のＭｎＯ−ＳｉＯ２の生成量を低減することが可能となる。
また、特に、スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．５以上、より好ましくは１．６以上に調整・維持することで、Ｓｉによる脱酸反応を促進することができ、結果的に、溶鋼中の酸素量を低減して鋳造時のＭｎＯ−ＳｉＯ２の生成量が低減される。
すなわち、ＶＯＤ法では真空下で処理を行うため、アルゴン−酸素脱炭法（以下、ＡＯＤ法ともいう）に比べて、溶鋼中の酸素量が効果的に低減され、鋳造時のＭｎＯ−ＳｉＯ２の生成量を低減することが可能となる。
また、特に、スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．５以上、より好ましくは１．６以上に調整・維持することで、Ｓｉによる脱酸反応を促進することができ、結果的に、溶鋼中の酸素量を低減して鋳造時のＭｎＯ−ＳｉＯ２の生成量が低減される。
ただし、ＶＯＤ法では、真空下で脱炭および成分調整を行った後に大気圧まで復圧するが、真空下では溶鋼は激しく沸騰するため、大気圧へ復圧した後の溶鋼にはスラグが懸濁した状態となっている。よって、この状態で鋳造を行うと、二次精錬によって生成したスラグおよび介在物が溶鋼中に多量に残存したままとなり、最終製品中の介在物の量が増加して、所望とする曲げ成形性が得られなくなる。
これを回避するため、大気圧まで復圧した後に、所定の条件、具体的には、流量：０．１〜０．６Ｎｍ３／分（「Ｎｍ３」はガスの標準状態（２５℃、１気圧）における体積を意味する。また、好ましくは０．３〜０．５Ｎｍ３／分）、処理時間：５分以上（好ましくは１０分以上）のバブリング処理を行う必要がある。
すなわち、上記のバブリング処理を行うことにより、二次精錬時に生成して溶鋼中に懸濁している介在物を、泡への吸着効果および溶鋼との比重差を活用して、溶鋼上面へと浮上させ、次工程である連続鋳造のタンディッシュにおいて、スラグとして効果的に分離・除去することが可能となる。
これにより、最終製品板に存在する介在物、特に、ＭｎＯ−ＳｉＯ２を低減され、曲げ成形時の割れを防止することが可能となる。
なお、バブリング処理中の溶鋼成分の変化を防ぐため、バブリングガスにはＡｒ等の不活性ガスを用いることが好ましく、バブリング処理中の脱窒素を防止するためにＡｒと窒素の混合ガスを用いることがより好ましい。
すなわち、上記のバブリング処理を行うことにより、二次精錬時に生成して溶鋼中に懸濁している介在物を、泡への吸着効果および溶鋼との比重差を活用して、溶鋼上面へと浮上させ、次工程である連続鋳造のタンディッシュにおいて、スラグとして効果的に分離・除去することが可能となる。
これにより、最終製品板に存在する介在物、特に、ＭｎＯ−ＳｉＯ２を低減され、曲げ成形時の割れを防止することが可能となる。
なお、バブリング処理中の溶鋼成分の変化を防ぐため、バブリングガスにはＡｒ等の不活性ガスを用いることが好ましく、バブリング処理中の脱窒素を防止するためにＡｒと窒素の混合ガスを用いることがより好ましい。
ついで、得られた鋼素材を、１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、あるいは高温のスラブを直接加熱したのち、この鋼素材に熱間圧延を施して、熱延鋼板とする。ついで、得られた熱延鋼板に、必要に応じて、８００〜９００℃の温度で熱延板焼鈍、および、酸洗を施す。ついで、得られた熱延鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施して冷延鋼板とし、さらに、必要に応じて酸洗を施して、最終製品板とする。
ここで、冷間圧延の圧下率は、伸び性や曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上とすることが好ましい。
また、冷延板焼鈍は、ＪＩＳ Ｇ ０２０３で規定される表面仕上げであるＮｏ.２Ｂ仕上げの場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から、８００〜９５０℃の温度で行うことが好ましく、また、加工性の観点からは、オーステナイト変態点以下の温度とすることがより好ましい。さらに、より光沢を求めるため、光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）を行ってもよい。
さらに、冷間圧延および冷延板焼鈍を、それぞれ２回以上繰り返してもよい。
ここで、冷間圧延の圧下率は、伸び性や曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上とすることが好ましい。
また、冷延板焼鈍は、ＪＩＳ Ｇ ０２０３で規定される表面仕上げであるＮｏ.２Ｂ仕上げの場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から、８００〜９５０℃の温度で行うことが好ましく、また、加工性の観点からは、オーステナイト変態点以下の温度とすることがより好ましい。さらに、より光沢を求めるため、光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）を行ってもよい。
さらに、冷間圧延および冷延板焼鈍を、それぞれ２回以上繰り返してもよい。
なお、上記以外の製造条件については、常法に従えばよい。また、表面性状を一層向上させる観点から、さらに研削や研磨などを施してもよい。
実施例１
表１に示す成分成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の溶鋼（１５０ｔｏｎ）をそれぞれ、転炉での一次製錬と、表２に示す条件でのＶＯＤ法による二次精錬とにより、溶製した。また、二次精錬では、スラグ塩基度および成分の調整完了後、大気圧まで復圧し、ついで、Ａｒと窒素とを体積比３：１で混合したガス（流量：０．４Ｎｍ３／分）を用いて、表２に示す条件で、バブリング処理を実施した。
ついで、溶鋼を、連続鋳造法により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとし、得られた鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した。その後、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して、７００℃で巻き取り、板厚：５．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
得られた熱延鋼板に、箱焼鈍法により、焼鈍温度：８３０℃、保持時間：８時間の熱延板焼鈍を施したのち、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを施した。
ついで、上記の熱延鋼板に、冷間圧延、および、連続焼鈍炉での冷延板焼鈍（焼鈍温度：８３０℃）を施して、板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板とし、さらに、該冷延鋼板に、酸洗による脱スケール処理を施して、最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板を得た。
表１に示す成分成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の溶鋼（１５０ｔｏｎ）をそれぞれ、転炉での一次製錬と、表２に示す条件でのＶＯＤ法による二次精錬とにより、溶製した。また、二次精錬では、スラグ塩基度および成分の調整完了後、大気圧まで復圧し、ついで、Ａｒと窒素とを体積比３：１で混合したガス（流量：０．４Ｎｍ３／分）を用いて、表２に示す条件で、バブリング処理を実施した。
ついで、溶鋼を、連続鋳造法により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとし、得られた鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した。その後、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して、７００℃で巻き取り、板厚：５．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
得られた熱延鋼板に、箱焼鈍法により、焼鈍温度：８３０℃、保持時間：８時間の熱延板焼鈍を施したのち、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを施した。
ついで、上記の熱延鋼板に、冷間圧延、および、連続焼鈍炉での冷延板焼鈍（焼鈍温度：８３０℃）を施して、板厚：２．０ｍｍの冷延鋼板とし、さらに、該冷延鋼板に、酸洗による脱スケール処理を施して、最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板を得た。
かくして得られたフェライト系ステンレス鋼板について、上述した手法により、鋼中に介在物として存在するＭｎＳ量およびＭｎＯ−ＳｉＯ２量、ならびにこれらの合計量を求めた。結果を表２に併記する。
また、上述した手法により、鋼板組織の同定を行ったところ、いずれの鋼板についても、フェライト相は組織全体に対する体積率で９０％以上であった。
さらに、以下の方法により、（１）曲げ成形性の評価、（２）曲げ部表面品質の評価、および（３）耐食性の評価を行った。これらの評価結果を表２に併記する。
また、上述した手法により、鋼板組織の同定を行ったところ、いずれの鋼板についても、フェライト相は組織全体に対する体積率で９０％以上であった。
さらに、以下の方法により、（１）曲げ成形性の評価、（２）曲げ部表面品質の評価、および（３）耐食性の評価を行った。これらの評価結果を表２に併記する。
（１）曲げ成形性の評価
最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板から、圧延直角方向を長手として３０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片に２０％の引張ひずみを付与したのち、１８０°密着曲げを施した。その後、試験片の曲げ稜線部における割れの有無を目視で確認し、稜線部に割れなく良好に曲げ成形できる場合を合格（○）、割れが発生する場合を不合格（×）として評価した。
最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板から、圧延直角方向を長手として３０ｍｍ×２００ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片に２０％の引張ひずみを付与したのち、１８０°密着曲げを施した。その後、試験片の曲げ稜線部における割れの有無を目視で確認し、稜線部に割れなく良好に曲げ成形できる場合を合格（○）、割れが発生する場合を不合格（×）として評価した。
（２）曲げ部表面品質の評価
ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に準拠して、上記（１）において１８０°密着曲げを施した後の試験片における曲げ稜線部におけるうねり高さを、稜線と平行および直角方向に測定した。
そして、曲げ稜線部のうねり高さが、稜線と平行方向および直角方向のいずれにおいても５．０μｍ以下の場合を合格（○）、曲げ稜線部のうねり高さが平行方向および直角方向のいずれか一方でも５．０μｍ超となる場合を不合格（×）として評価した。
ただし、（１）で割れが認められた場合には、表２の曲げ部の表面品質の評価の欄を「−」としている。
ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に準拠して、上記（１）において１８０°密着曲げを施した後の試験片における曲げ稜線部におけるうねり高さを、稜線と平行および直角方向に測定した。
そして、曲げ稜線部のうねり高さが、稜線と平行方向および直角方向のいずれにおいても５．０μｍ以下の場合を合格（○）、曲げ稜線部のうねり高さが平行方向および直角方向のいずれか一方でも５．０μｍ超となる場合を不合格（×）として評価した。
ただし、（１）で割れが認められた場合には、表２の曲げ部の表面品質の評価の欄を「−」としている。
（３）耐食性の評価
最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板から、圧延方向を長手として６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした。その後、試験片の端面をシールし、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験に供した。
ここで、塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験後の試験片の表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片表面の全面積との比率から発錆面積率（（試験片表面の発錆面積／試験片表面の全面積）×１００（％））を算出した。
そして、算出した発錆面積率が２５％以下の場合を合格（○）、２５％超の場合を不合格（×）として評価した。
最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板から、圧延方向を長手として６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした。その後、試験片の端面をシールし、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験に供した。
ここで、塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験後の試験片の表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片表面の全面積との比率から発錆面積率（（試験片表面の発錆面積／試験片表面の全面積）×１００（％））を算出した。
そして、算出した発錆面積率が２５％以下の場合を合格（○）、２５％超の場合を不合格（×）として評価した。
発明例ではいずれも、優れた曲げ成形性および曲げ部表面品質が得られており、また耐食性にも優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．３、７および１１では、バブリング時間が十分ではないために、二次精錬時に生成したＭｎＯ−ＳｉＯ２がスラグとして十分に分離・除去されずに溶鋼中に残存して、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。
また、比較例であるＮｏ．４、８および１２では、二次精錬におけるスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が低いため、二次精錬時の脱酸が不十分となって溶鋼中の酸素量が上昇し、鋳造時に多量のＭｎＯ−ＳｉＯ２が生成して、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。
さらに、比較例であるＮｏ．５、９および１３では、バブリング時間が十分ではなく、また、二次精錬におけるスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）も低いため、やはり、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。
また、比較例であるＮｏ．４、８および１２では、二次精錬におけるスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）が低いため、二次精錬時の脱酸が不十分となって溶鋼中の酸素量が上昇し、鋳造時に多量のＭｎＯ−ＳｉＯ２が生成して、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。
さらに、比較例であるＮｏ．５、９および１３では、バブリング時間が十分ではなく、また、二次精錬におけるスラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）も低いため、やはり、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。
実施例２
表３に示す成分成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の溶鋼（１５０ｔｏｎ）を、転炉での一次製錬と、スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．７に調整・維持したＶＯＤ法による二次精錬とにより、溶製した。また、二次精錬では、スラグ塩基度および成分の調整完了後、大気圧まで復圧し、ついで、Ａｒと窒素とを体積比３：１で混合したガス（流量：０．４Ｎｍ３／分）を用いて、バブリング処理（処理時間：１０分）を実施した。
ついで、溶鋼を、連続鋳造法により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとし、得られた鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した。その後、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して、７００℃で巻き取り、板厚：５．０ｍｍの熱延鋼板を得た。（ただし、表４のＮｏ．３７については、板厚：６．０ｍｍの熱延鋼板としたのち、後述する方法で、板厚：４．０ｍｍの冷延鋼板とした。）
得られた熱延鋼板に、箱焼鈍法により、焼鈍温度：８３０℃、保持時間：８時間の熱延板焼鈍を施したのち、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを施した。
ついで、上記の熱延鋼板に、冷間圧延、および、連続焼鈍炉での冷延板焼鈍（焼鈍温度：８３０℃）を施して、表４の板厚となる冷延鋼板とし、さらに、該冷延鋼板に、酸洗による脱スケール処理を施して、最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板を得た。
表３に示す成分成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の溶鋼（１５０ｔｏｎ）を、転炉での一次製錬と、スラグ塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ２）を１．７に調整・維持したＶＯＤ法による二次精錬とにより、溶製した。また、二次精錬では、スラグ塩基度および成分の調整完了後、大気圧まで復圧し、ついで、Ａｒと窒素とを体積比３：１で混合したガス（流量：０．４Ｎｍ３／分）を用いて、バブリング処理（処理時間：１０分）を実施した。
ついで、溶鋼を、連続鋳造法により幅１０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの鋼スラブとし、得られた鋼スラブを１１５０℃で１時間加熱した。その後、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して、７００℃で巻き取り、板厚：５．０ｍｍの熱延鋼板を得た。（ただし、表４のＮｏ．３７については、板厚：６．０ｍｍの熱延鋼板としたのち、後述する方法で、板厚：４．０ｍｍの冷延鋼板とした。）
得られた熱延鋼板に、箱焼鈍法により、焼鈍温度：８３０℃、保持時間：８時間の熱延板焼鈍を施したのち、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを施した。
ついで、上記の熱延鋼板に、冷間圧延、および、連続焼鈍炉での冷延板焼鈍（焼鈍温度：８３０℃）を施して、表４の板厚となる冷延鋼板とし、さらに、該冷延鋼板に、酸洗による脱スケール処理を施して、最終製品板となるフェライト系ステンレス鋼板を得た。
かくして得られたフェライト系ステンレス鋼板について、上述した手法により、鋼中に介在物として存在するＭｎＳ量およびＭｎＯ−ＳｉＯ２量、ならびにこれらの合計量を求めた。結果を表４に併記する。
また、上述した手法により、鋼板組織の同定を行ったところ、いずれの鋼板についても、フェライト相は組織全体に対する体積率で９０％以上であった。
さらに、実施例１と同様の方法により、（１）曲げ成形性の評価、（２）曲げ部表面品質の評価、および（３）耐食性の評価を行った。これらの評価結果を表４に併記する。
また、上述した手法により、鋼板組織の同定を行ったところ、いずれの鋼板についても、フェライト相は組織全体に対する体積率で９０％以上であった。
さらに、実施例１と同様の方法により、（１）曲げ成形性の評価、（２）曲げ部表面品質の評価、および（３）耐食性の評価を行った。これらの評価結果を表４に併記する。
発明例ではいずれも、優れた曲げ成形性および曲げ部表面品質が得られており、また耐食性にも優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．３８では、Ｓｉ含有量が適正量を超えるため、フェライト相の塑性変形能の大幅に低下して、所望の曲げ成形性が得られなかった。
また、比較例であるＮｏ．３９では、Ｍｎ含有量が適正量を超えるため、所望の耐食性を得られなかった。
さらに、比較例であるＮｏ．４０では、Ｓ含有量が適正量を超えるため、ＭｎＳが多量に生成して、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。また、ＭｎＳが多量に生成したため、所望の耐食性が得られなかった。
加えて、比較例であるＮｏ．４１では、Ｍｎ含有量が適正量に満たないため、曲げ稜線部にリジングが発生し、良好な曲げ部表面品質が得られなかった。
また、比較例であるＮｏ．３９では、Ｍｎ含有量が適正量を超えるため、所望の耐食性を得られなかった。
さらに、比較例であるＮｏ．４０では、Ｓ含有量が適正量を超えるため、ＭｎＳが多量に生成して、最終製品板のおけるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量が適正範囲を超えてしまい、その結果、所望とする曲げ成形性が得られなかった。また、ＭｎＳが多量に生成したため、所望の耐食性が得られなかった。
加えて、比較例であるＮｏ．４１では、Ｍｎ含有量が適正量に満たないため、曲げ稜線部にリジングが発生し、良好な曲げ部表面品質が得られなかった。
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、高い曲げ成形性と曲げ部の表面品質、さらには耐食性が要求される用途、例えば、鋼板端面部にヘミング加工が施される調理器具やかしめ接合が用いられる業務用厨房などへ適用して、特に有利である。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％および
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
鋼中の介在物であるＭｎＳおよびＭｎＯ−ＳｉＯ２の合計量Ａ（体積ｐｐｍ）が、次式（１）の関係を満足する、フェライト系ステンレス鋼板。
Ａ≦８００−９００×［％Ｓｉ］ ・・・（１）
ここで、［％Ｓｉ］は、上記成分組成のＳｉ含有量［質量％］である。 - 前記成分組成が、質量％で、さらに
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
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。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017172224A JP2019044255A (ja) | 2017-09-07 | 2017-09-07 | フェライト系ステンレス鋼板 |
| CN201811030691.4A CN109468434A (zh) | 2017-09-07 | 2018-09-05 | 铁素体系不锈钢板 |
| CN202011472958.2A CN112795831A (zh) | 2017-09-07 | 2018-09-05 | 铁素体系不锈钢板的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017172224A JP2019044255A (ja) | 2017-09-07 | 2017-09-07 | フェライト系ステンレス鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019044255A true JP2019044255A (ja) | 2019-03-22 |
Family
ID=65661461
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017172224A Pending JP2019044255A (ja) | 2017-09-07 | 2017-09-07 | フェライト系ステンレス鋼板 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2019044255A (ja) |
| CN (2) | CN109468434A (ja) |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4434006A (en) * | 1979-05-17 | 1984-02-28 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Free cutting steel containing controlled inclusions and the method of making the same |
| FR2759709B1 (fr) * | 1997-02-18 | 1999-03-19 | Ugine Savoie Sa | Acier inoxydable pour l'elaboration de fil trefile notamment de fil de renfort de pneumatique et procede de realisation dudit fil |
| US20060118208A1 (en) * | 2003-08-06 | 2006-06-08 | Hiroshi Morikawa | Work-hardened material from stainless steel |
| CN101899625B (zh) * | 2009-05-25 | 2012-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种铁素体不锈钢及其制造方法 |
| JP5793283B2 (ja) * | 2010-08-06 | 2015-10-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼 |
| CN103276299B (zh) * | 2013-04-16 | 2017-09-05 | 宝钢不锈钢有限公司 | 一种高表面质量的铁素体不锈钢钢板及其制造方法 |
| JP5987996B2 (ja) * | 2014-01-08 | 2016-09-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
-
2017
- 2017-09-07 JP JP2017172224A patent/JP2019044255A/ja active Pending
-
2018
- 2018-09-05 CN CN201811030691.4A patent/CN109468434A/zh active Pending
- 2018-09-05 CN CN202011472958.2A patent/CN112795831A/zh active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN112795831A (zh) | 2021-05-14 |
| CN109468434A (zh) | 2019-03-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5206244B2 (ja) | 冷延鋼板 | |
| JP6017341B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| KR101840964B1 (ko) | 스테인리스 냉연 강판용 소재 및 그 제조 방법 | |
| JP5534119B1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| KR102027769B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법 | |
| US11072837B2 (en) | Martensitic stainless steel sheet | |
| KR101705135B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 | |
| JP5987996B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| US20210207235A1 (en) | Steel sheet for carburizing, and method for manufacturing steel sheet for carburizing | |
| KR20190032477A (ko) | 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판 및 그 제조 방법 | |
| CN107835865B (zh) | 铁素体系不锈钢热轧钢板和热轧退火板以及它们的制造方法 | |
| TWI685574B (zh) | 肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法 | |
| KR101850231B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 | |
| WO2020039697A1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP7010418B1 (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5904310B1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2019094563A (ja) | 鋼材 | |
| JP6536763B1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| KR101718757B1 (ko) | 성형 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 | |
| JP6515386B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017115238A (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP5217617B2 (ja) | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6645637B1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2019044255A (ja) | フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP7038799B2 (ja) | フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法 |