JP2020143309A

JP2020143309A - フェライト系ステンレス鋼板

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Publication number: JP2020143309A
Application number: JP2019038462A
Authority: JP
Inventors: 篤史田口; Atsushi Taguchi; 石丸　詠一朗; Eiichiro Ishimaru; 詠一朗石丸; 唯志小森; Tadashi Komori; 木村　謙; Ken Kimura; 謙木村; 眞市田村; Shinichi Tamura
Original assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2019-03-04
Filing date: 2019-03-04
Publication date: 2020-09-10
Anticipated expiration: 2039-03-04
Also published as: JP7304715B2

Abstract

【課題】成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．０％以下の１種または２種を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳＧ０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であり、ＪＩＳＺ２２５４にて測定される平均ｒ値が１．２０以上であり、粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物の密度が１００，０００個／ｍｍ２以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板を採用する。【選択図】なし

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板に関し、特に、成形加工する際の成形性並びに耐加工肌荒れ性に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関する。

オーステナイト系ステンレス鋼の代表鋼種であるＳＵＳ３０４（１８Ｃｒ−８Ｎｉ）は、耐食性、加工性、美麗性等に優れることから家電、厨房品、建材等広く用いられている。但し、ＳＵＳ３０４は高価かつ価格変動の激しいＮｉを多量に添加しているため鋼板の価格が高いとされている。一方、フェライト系ステンレス鋼はＮｉを含有しない、もしくは含有量が極めて少ないため、コストパフォーマンスに優れる材料として需要が増加している。しかし、フェライト系ステンレス鋼を成形用途として使用する場合、問題となるのが成形限界と成形後に表面凹凸が形成されることによる耐加工肌荒れ性の劣化である。

まず成形限界について比較すると、オーステナイト系ステンレス鋼の場合は張り出し性に優れるが、フェライト系ステンレス鋼の張り出し性は低く、形状を大きく変化させることが出来ない。しかし結晶方位（集合組織）を調整して深絞り性を制御することが出来るため、フェライト系ステンレス鋼を成形用途として用いる場合では、深絞りを主体とした成形手法を用いる場合が多い。

次に、成形加工後の表面特性、特に加工肌荒れ（成形後の表面凹凸）について述べる。ここで「表面凹凸」とは、加工や成形を行った後に鋼板表面に生じる微細な凹凸（肌荒れ）を指し、この微細な凹凸は結晶粒に対応していることから、結晶粒径が大きいほど表面凹凸も顕著になる。

オーステナイト系ステンレス鋼の場合、加工硬化特性に優れており細粒組織が比較的作りやすいため結晶粒度番号が約１０の鋼板が製造されている。このため成形加工後の表面凹凸（肌荒れ）は小さく、ほとんど問題とならない。一方、フェライト系ステンレス鋼の結晶粒度はＳＵＳ４３０で９程度、ＳＵＳ４３０ＬＸで７程度とオーステナイト系ステンレス鋼に比べて小さい。ここで粒度番号が小さいことは結晶粒径が大きいことを示している。

フェライト系ステンレス鋼が粗粒になりやすい要因としては、フェライト系ステンレス鋼では再結晶粒径が大きくなりやすいことに加え、ＳＵＳ４３０ＬＸのような、Ｃ、Ｎを低減させて加工性、成形性の向上を図った高純フェライト系ステンレス鋼では粒成長しやすいためである。またフェライト系ステンレス鋼において、冷延回数を増やして結晶粒径が細かい製品板を製造しても肌荒れが生成する場合があり、その原因は必ずしも明確ではない。

家電製品の筺体あるいは器物のように比較的厳しい成形性が要求される場合、フェライト系ステンレス鋼ではＳＵＳ４３０ＬＸのような高純フェライト系ステンレス鋼が用いられることが多い。また、成形後の強度を担保するために、用いられるステンレス鋼板の板厚は大半の場合は０．６ｍｍ以上であるが、前述のようにフェライト系ステンレス鋼は結晶粒径が大きいために成形後の肌荒れが大きく、研磨による表面凹凸の除去が通常行われている。

上述した背景から、高純度フェライト系ステンレス鋼の肌荒れを軽減する手法が開示されている。
特許文献１には、高純度のフェライト系ステンレス鋼を用いて析出粒子のサイズ及び結晶粒径を制御して加工肌荒れの少ない成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法が開示されている。しかし特許文献１では、結晶粒径が小さい鋼板が得られているものの成形した際の深絞り性は十分ではなく、また結晶粒径が小さいにもかかわらず成形後の肌荒れが発生しやすい問題があった。

特許文献２には、ＴｉとＮｂを含有したフェライト系ステンレス鋼において低温で熱間圧延を実施し、かつ高い冷間圧延率を取ることで細粒とし、成形時の耐肌荒れ性に優れたステンレス鋼を製造する技術を開示している。このような技術によって特許文献２のステンレス鋼は、結晶粒度番号は９．５と細粒組織が得られているもののカップ絞り成形をした後の肌荒れ性は必ずしも十分ではない。

特許文献３には、Ｎｂ及び／またはＴｉを含有する成分を有する鋼の最終冷延前の結晶粒径を制御することで深絞り性、リジング性および耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、特許文献３では最終製品の結晶粒径は１５μｍ（結晶粒度番号で９．１）であり、肌荒れ性が不十分である。

特許第４７４９８８８号公報特開平７−２９２４１７号公報特許第３７８８３１１号公報

以上のようにフェライト系ステンレス鋼の成形加工を考えた場合、所定の形状に成形が出来、かつ成形後の表面特性を満足させることは非常に困難であるのが現状である。このためフェライト系ステンレス鋼を成形用途として使用する場合は、成形後に生じた表面凹凸を除去するために研磨工程を行う必要がある。しかしこの研磨工程において研磨時間がかかり製造コストがかさむ上、研磨にて生じた粉じんが多く発生するなどの問題がある。

本発明は、上記問題に鑑みなされたものであり、成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供するものである。

本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量％にて、
Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、
Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０３０％以下を含み、
さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．０％以下の１種または２種を含み、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＪＩＳＧ０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であり、
ＪＩＳＺ２２５４にて測定される平均ｒ値が１．２０以上であり、
粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物の密度が１００，０００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
［２］質量％にて、更に、
Ｂ：０．０００１％以上０．００２５％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ａｌ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｙ：０．１０％以下、
Ｈｆ：０．２０％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下の１種または２種以上を含有していることを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［３］前記析出物は、Ｎｂを含まず、かつ、Ｐ、Ｔｉが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］前記析出物は、Ｔｉを含まず、かつ、Ｐ、Ｎｂが平均原子比でＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］前記析出物は、平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０かつＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。

本発明によれば、成形加工性及び成形加工後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供できる。

フェライト系ステンレス鋼の加工肌荒れに影響を及ぼす因子として、結晶粒度が知られている。しかし、上述したように、冷延条件等の制御を行っても粒成長しやすいため、細粒化の効果が小さく加工肌荒れが発生する場合があり、近年、加工肌荒れの発生をより安定して抑制できる鋼が望まれていた。

そこで本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼における加工肌荒れと金属組織の関係を調査した。その結果、鋼中に析出物を多量に析出させてから冷間圧延を施すことによって析出物の周囲に局所的に歪みを生じさせ、その後、焼鈍を行うことによって再結晶核生成頻度を増加し、非常に細粒化された金属組織が得られ、加工肌荒れが改善することを初めて知見した。また、析出した析出物の組成によって細粒化効果が異なることを知見した。焼鈍温度等の製造条件を調整することで析出物の組成を制御でき、これにより、結晶粒度番号１０以上の細粒組織を得ることも可能になった。更に、このように細粒化された金属組織は、平均ｒ値が高くなり、成形性が向上することも見出した。

以下、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％にて、Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０３０％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．０％以下の１種または２種を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳＧ０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であり、ＪＩＳＺ２２５４にて測定される平均ｒ値が１．２０以上であり、粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物の密度が１００，０００個／ｍｍ^２以上であるフェライト系ステンレス鋼板である。
フェライト系ステンレス鋼板に含まれる析出物は、Ｐ及びＦｅを含有する析出物であってもよい。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、質量％にて、更に、Ｂ：０．０００１％以上０．００２５％以下、Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｍｏ：２．００％以下、Ｗ：１．００％以下、Ａｌ：１．００％以下、Ｃｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｙ：０．１０％以下、Ｈｆ：０．２０％以下、ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、析出物が、下記（１）〜（３）のいずれかの析出物であることが好ましい。
（１）Ｎｂを含まず、かつ、Ｐ、Ｔｉが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物。
（２）Ｔｉを含まず、かつ、Ｐ、Ｎｂが平均原子比でＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物。
（３）Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０かつＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物。

上記（１）の析出物は、鋼成分としてＴｉを含み、Ｎｂを含まない場合の析出物であり、上記（２）の析出物は、鋼成分としてＮｂを含み、Ｔｉを含まない場合の析出物であり、上記（３）の析出物は、鋼成分としてＴｉ及びＮｂを含む場合の析出物である。

フェライトステンレス鋼板の鋼成分の限定理由を以下に説明する。各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃｒは、ステンレス鋼の基本特性である耐食性を向上する元素である。１１．０％未満では十分な耐食性が得られないため下限は１１．０％以上とする。一方、過度量のＣｒを含有させるとσ相（Ｆｅ−Ｃｒの金属間化合物）相当の金属間化合物の生成を促進して製造時の割れを助長するため上限は３０．０％以下とする。安定製造性（歩留まり、圧延疵等）点から１４．０％以上、２５．０％以下が望ましい。更に望ましくは１６．０％以上、２０．０％以下がよい。

Ｃは、本実施形態において重要な成形性を低下させる元素であるため少ない方が好ましい。また、Ｃは、ＴｉまたはＮｂと結合してＴｉＣまたはＮｂＣを形成することでＣが固定化されるが、Ｃ量が過剰になると、Ｐと化合するＴｉまたはＮｂが不足してしまい、細粒化に必要な析出物を十分に形成させることができなくなる。従ってＣ量の上限を０．０３０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇を招くため下限は０．００１％以上とする。精錬コスト及び成形性の両者を考慮した場合０．００２％以上、０．０２０％以下が好ましい。

Ｓｉは、耐酸化性向上元素であるが過剰量のＳｉを含有させると成形性の低下を招くため上限を２．００％以下とする。成形性の点からＳｉ量は低い方が好ましいが、過度の低下は原料コストの増加を招くため下限を０．０１％以上とする。製造性の観点から望ましい範囲は０．０５％以上、１．００％以下であり、さらに望ましくは０．０５％以上、０．３０％以下である。

Ｍｎは、Ｓｉ同様に、多量のＭｎを含有させると成形性の低下を招くため上限を２．００％以下とする。成形性の点からＭｎ量は低い方が好ましいが、過度の低下は原料コストの増加を招くため下限を０．０１％以上とする。製造性の観点から望ましい範囲は０．０５％以上、１．００％以下であり、さらに望ましくは０．０５％以上、０．３０％以下である。

Ｐは、本実施形態の鋼板中においてリン化物からなる析出物として析出させることで耐加工肌荒れ性の向上に寄与する重要な元素である。リン化物の析出量を確保し、耐加工肌荒れ性を向上させるためにＰ量は０．００５％以上とする。しかし、Ｐは成形性を低下させる元素であるため、上限を０．１００％以下とする。なお、Ｐ量の過度な低減は原料コストの上昇をもたらすことに加え、成形性と耐加工肌荒れ性の両者を考慮した場合、好ましい範囲は０．０１０％以上、０．０５０％以下、更に望ましくは０．０２０％以上、０．０４０％以下である。

Ｓは、不純物元素であり、製造時の割れを助長するため低い方が好ましく、上限を０．０１００％以下とする。Ｓ量は低いほど好ましく０．００３０％以下が望ましい。一方、過度の低下は精錬コストの上昇を招くため下限は０．０００３％以上とすることが望ましい。製造性とコストの点から、好ましい範囲は０．０００４％以上、０．００２０％以下である。

Ｎは、Ｃと同様に成形性を低下させる元素であり、上限を０．０３０％以下とする。但し、過度な低減は精錬コストの上昇に繋がるため、下限は０．００２％以上とすることが好ましい。成形性と製造性の点から好ましい範囲は０．００５％以上、０．０１５％以下である。

ＴｉおよびＮｂの１種または２種を下記のように含有する。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎと結合し、ＴｉＣ、ＴｉＮ等の析出物としてＣ，Ｎを固定する高純度化を通じて平均ｒ値の向上をもたらす。また、Ｔｉはリン（Ｐ）とともに析出物を形成する。Ｔｉを含む析出物により、析出物の周囲に局部的に歪みを導入させやすくなり、再結晶核が多数形成されて再結晶組織が細粒化させる。これらの効果を得るため、Ｔｉを含有させる場合は下限を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉを過度に含有させると合金コストの上昇や再結晶温度上昇に伴う製造性の低下を招くため、上限は０．５０％以下とする。成形性及び製造性の点から、好ましい範囲は０．０５％以上、０．３０％以下である。更に、Ｔｉの上記効果を積極的に活用する好適な範囲は０．１０％以上、０．２０％以下である。

Ｎｂも、Ｔｉ同様にＣ，Ｎを固定する安定化元素であって、この作用による鋼の高純度化を通じて平均ｒ値の向上をもたらす。また、ＮｂはＴｉと同様に、リン（Ｐ）とともに析出物を形成し、析出物の周囲の金属組織に歪みを導入させやすくし、再結晶組織を細粒化させる。これら効果を得るため、Ｎｂを含有させる場合は下限を０．０２％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂを過度に含有させると合金コストの上昇や再結晶温度上昇に伴う製造性の低下に繋がるため、上限は１．０％以下とする。合金コストや製造性の点から、好ましい範囲は０．０３％以上、０．３０％以下である。更に、Ｎｂの上記効果を積極的に活用する好適な範囲は０．０４％以上、０．１５％以下である。更に望ましくは０．０６〜０．１０％である。

また、ＴｉとＮｂの両方を含有させることで、析出物中にＰとともにＴｉとＮｂとが含有されるようになり、析出物の周囲の金属組織に歪みがより一層導入されやすくなり、再結晶組織をより一層細粒化させることが可能になる。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、上述してきた元素以外（残部）は、Ｆｅ及び不純物からなるが、本実施形態では、更に上記の基本組成に加えて下記の元素群のうち１種または２種以上を選択的に含有させてもよい。すなわち、Ｂ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｓｂの含有量の下限は０％以上である。
なお、本実施形態における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。

Ｂは、二次加工性を向上させる元素である。その効果を発揮するには０．０００１％以上が必要であるためこれを下限とする。一方、過度に含有させると製造性、特に鋳造性の劣化を招くため０．００２５％以下を上限とする。好ましい範囲は０．０００３％以上、０．００１２％以下である。

Ｓｎは、耐食性を向上させる効果を有する元素であるため室温での腐食環境に応じて含有させてもよい。その効果は０．００５％以上で発揮されるためこれを下限とする。一方、多量に含有させると製造性の劣化を招くため、０．５０％以下を上限とする。製造性を考慮して好ましい範囲は０．０２％以上、０．１０％以下である。

Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒは、耐食性あるいは耐酸化性を高めるのに有効な元素であり、必要に応じて含有してよい。但し、過度に含有させると成形性の低下を招くばかりでなく合金コストの上昇や製造性を阻害することに繋がる。そのため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｗの上限は１．００％以下とする。Ｍｏは製造性の低下をもたらすため上限は２．００％以下とする。Ｃｏ、Ｖ、Ｚｒの上限は０．５０％以下とする。いずれの元素もより好ましい含有量の下限は０．００４％以上とする。

Ｃａ、Ｍｇは、熱間加工性や２次加工性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。但し、過度に含有させると製造性を阻害することに繋がるため、Ｃａ、Ｍｇの上限は０．００５０％以下とする。好ましい下限はともに０．０００１％以上とする。
製造性と熱間加工性を考慮した場合、好ましい範囲はＣａ、Ｍｇともに０．０００２％以上、０．００１０％以下である。

Ｙ、Ｈｆ、ＲＥＭは、熱間加工性や鋼の清浄度の向上、ならびに耐酸化性改善に対して有効な元素であり、必要に応じて含有してもよい。含有させる場合、Ｈｆの上限は０．２０％以下とし、Ｙ、ＲＥＭの上限はそれぞれ０．１０％以下とする。好ましい下限はＹ、Ｈｆ、ＲＥＭともに０．００１％以上とする。ここで、本実施形態における「ＲＥＭ」とは、原子番号５７〜７１に帰属する元素群（ランタノイド）から選択される１種以上で構成されるものあり、例えば、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ等である。また、本実施形態でいう「ＲＥＭ」の含有量とはランタノイドの合計量である。

Ｓｂは、Ｓｎと同様に耐食性向上効果を持つ元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ただし多量に含有させると製造性の劣化を招くため、０．５０％以下を上限とする。一方、耐食性向上の効果は０．００５％以上で発揮されるためこれを下限とする。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼鈑は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。本実施形態では、例えばＢｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｈ、Ｔａ等が含有されていてもよいが、その場合は可能な限り低減することが好ましい。
一方、これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、必要に応じて、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍの１種以上を含有してもよい。

次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の金属組織について説明する。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼鈑は、結晶粒度番号が９．０以上のフェライト単相組織からなる。結晶粒度番号は９．０以上とする。成形後の加工肌荒れは結晶粒度番号が大きいほど、すなわちフェライト結晶粒の粒径が小さいほど生じにくいためこれを下限とする。肌荒れをさらに抑制するためには９．５以上が好ましく、更に望ましくは１０.０以上である。

結晶粒度番号の測定方法は、ＪＩＳＧ０５５１（２０１３年）の線分法で求めることができる。なお、「粒度番号：９」は結晶粒内を横切る１結晶粒あたりの平均線分長１４．１μｍに相当し、「粒度番号：１０」は結晶粒内を横切る１結晶粒あたりの平均線分長１０．０μｍに相当する。結晶粒度測定は試験片断面の光学顕微鏡組織写真より、１試料につき横切る結晶粒数を５００以上とする。エッチング液は王水または逆王水がよいが、結晶粒界が判断できるのであれば他の溶液でも構わない。また隣接する結晶粒の方位関係によっては粒界が鮮明に見えない場合があるため、濃くエッチングするのが好ましい。また結晶粒界測定に当たって双晶粒界は測定しないこととする。

また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼鈑は、平均ｒ値（ランクフォード値）が１．２０以上であることが好ましい。平均ｒ値を１．２０以上とすることで、フェライト系ステンレス鋼板の成形性を向上させ、より厳しい加工を行うことができると同時に、成型時の荷重を低下させ、金型の消耗を抑えることができる。平均ｒ値はより好ましくは１．３以上であり、更に好ましくは１．４以上である。

平均ｒ値の測定方法は、ＪＩＳＺ２２５４（２００８年）の塑性ひずみ比試験方法により測定することができる。平均ｒ値は、ＪＩＳＺ２２５４（２００８年）に従い、下記式（Ａ）によって求めることができる。

平均ｒ値=(ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０)／４・・・（Ａ）
但し、（Ａ）式中のｒ_０は圧延方向のｒ値、ｒ_９０は圧延直角方向のｒ値、ｒ_４５は圧延４５度方向のｒ値を示す。

次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に含まれる析出物について説明する。本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板には、粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物が含まれている。この粒径範囲に含まれる析出物の個数密度は１００，０００個／ｍｍ^２以上である。この析出物はＰを含むリン化合物であり、Ｐ及びＦｅを含有する。更に、析出物には、ＴｉまたはＮｂの一方または両方が含まれる。このような析出物が１００，０００個／ｍｍ^２以上の高い個数密度で含まれることにより、冷間圧延によって析出物の周囲の金属組織に歪みが導入されやすくなり、再結晶核が多数生成し、細粒組織が得られやすくなる。析出物の個数密度が１００，０００個／ｍｍ^２未満では、歪みの導入により形成される再結晶核が少なくなり、十分な細粒化が図れなくなる。
また、個数密度の限定対象となる析出物の粒径を０．０５〜０．３０μｍの範囲に限定した理由は、０．０５μｍ未満の析出物または０．３０μｍを超える析出物は再結晶核の形成に寄与しないためである。

本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板における析出物は、下記（１）〜（３）のいずれかの組成を有する析出物であることが好ましい。これらの析出物は、いずれもＰ及びＦｅを含有し、更に、ＴｉまたはＮｂの一方または両方を含有する。本実施形態では、少なくともＰを含有し、かつ、下記の成分を有する析出物を鋼中に析出させた上で、鋼板を冷間圧延することで、析出物の周囲に局所的な歪みを生じさせる。析出物は、後に説明する第２焼鈍を行うことにより、下記の成分範囲となるように析出する。下記（１）の析出物は、鋼成分としてＴｉを含み、Ｎｂを含まない場合の析出物であり、下記（２）の析出物は、鋼成分としてＮｂを含み、Ｔｉを含まない場合の析出物であり、下記（３）の析出物は、鋼成分としてＴｉ及びＮｂを含む場合の析出物である。なお、平均原子比は、５個以上の析出物の原子比の平均値である。

（１）Ｎｂを含まず、かつ、Ｐ、Ｔｉが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる析出物。
（２）Ｔｉを含まず、かつ、Ｐ、Ｎｂが平均原子比でＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる析出物。
（３）Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０かつＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる析出物。

析出物の密度の測定方法について説明する。個数密度の測定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いる。まず、鋼板表面から深さ２０μｍまでの領域の断面薄膜試料を作製する。得られた断面薄膜試料についてＴＥＭにより３万倍の倍率にて画像を撮影する。撮影数は１０視野以上とする。各視野における析出物の個数をカウントする。個数の計測対象は、粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物とする。そして、カウントした析出物の総数を、撮影された視野の面積で除する。析出物の粒径は、析出物の最大長さを粒径とする。

また、析出物の原子比は次のようにして測定する。原子比の測定は、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）が装備されたＴＥＭを用いる。まず、密度の測定方法の場合と同様にして、鋼板表面から深さ２０μｍまでの領域の断面薄膜試料を作製するが、密度の測定に用いた断面薄膜試料をそのまま用いてもよい。断面薄膜試料をＴＥＭで観察し、粒径０．０５〜０．３μｍの析出物を確認し、ＥＤＳにより析出物から検出された全元素を１００原子％としたときの、Ｔｉ、Ｎｂ及びＰの組成比を測定する。そして、測定されたＴｉ、Ｎｂ、Ｐの原子％の比を取ってＮｂ／Ｐ及びＴｉ／Ｐを求める。平均原子比は、５個以上の析出物についてそれぞれの原子比の測定値の平均値とする。

次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を説明する。本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造工程は、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を組み合わせることとし、必要に応じて、適宜、酸洗を行うこととする。すなわち、製造方法の一例として、例えば、製鋼−熱間圧延−熱延板焼鈍―冷間圧延−中間焼鈍−冷間圧延−最終焼鈍の各工程からなる製法を採用できる。
本実施形態において制御すべき条件は、熱延焼鈍後の冷間圧延条件、冷間圧延後の中間焼鈍条件、そして、更に冷間圧延を施した後の最終焼鈍条件であり、それ以外の工程、条件については特に制限はない。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、上記の化学成分を有する熱間圧延鋼板の再結晶を目的とした熱延板焼鈍（以下、第１焼鈍という）の後、１０〜５０％の圧下率で冷間圧延（以下、第１冷間圧延という）し、次いで、均熱温度６８０〜８００℃、均熱時間３０秒以上の条件で中間焼鈍（以下、第２焼鈍という）し、次いで、冷間圧延（以下、第２冷間圧延という）し、次いで、再結晶温度Ｔ１℃〜（Ｔ１＋２０）℃の範囲で最終焼鈍（以下、第３焼鈍という）することにより製造する。

鋼板を１０〜５０％の圧延率で第１冷間圧延した後に、均熱温度６８０〜８００℃で第２焼鈍することで、析出物を多量に析出させ、更に第２冷間圧延することによって析出物の周囲の金属組織に局部的に歪みを導入して再結晶の核を形成させ、更に第３焼鈍することで再結晶化を促し、微細な再結晶粒を析出させる。

鋳造、熱間圧延、冷却及び巻取りの条件は特に制限はなく、一般的なフェライト系ステンレス鋼板の製造条件で熱間圧延鋼板を製造すればよい。

（第１焼鈍）
第１焼鈍は、熱間圧延によって得られた熱間圧延板を一旦再結晶化させるために行う。第１焼鈍によって熱間圧延板を再結晶化させることで、ｒ値を高くすることができる。第１焼鈍は、再結晶温度Ｔ１（℃）以上、Ｔ１＋５０（℃）以下の均熱温度で行うことが好ましい。また、第１焼鈍の均熱時間は、例えば、１０秒〜６０秒がよい。

（第１冷間圧延）
第１焼鈍後の熱間圧延焼鈍鋼板に対し、１０〜５０％の圧下率で第１冷間圧延を行う。第１冷間圧延によって鋼中に歪みを導入し、その後の第２焼鈍において析出物を析出させ易くする。圧下率が１０％未満では第２焼鈍におけるＮｂ、Ｔｉの拡散が遅くなり析出物の析出量が不足するので好ましくない。また、圧下率が５０％を超えると析出物の析出量は十分になるが、板厚が薄くなり第２冷間圧延の圧下率を十分に確保できなくなり、第３焼鈍時の再結晶の駆動力になる歪み量が減少してしまい、結晶粒度番号９．０以上を達成できなくなる。

（第２焼鈍）
第１冷間圧延後、均熱温度６８０〜８００℃、均熱時間３０秒以上の条件で第２焼鈍を行う。第２焼鈍によって、本実施形態に係る析出物を多量に析出させる。均熱温度が６８０℃未満ではＴｉ、Ｎｂ等の拡散速度が遅くなり析出物の析出量が不足して析出物の密度が低下する。また、均熱温度が８００℃を超えると析出物が固溶しやすくなり析出物の密度が低下する。また、ＮｂおよびＴｉを複合添加した場合、均熱温度が６８０℃未満ではＮｂの母材への固溶度がＴｉと比べて低いため析出物中のＮｂ量が多くなり、適切な原子比を確保できなくなる。また、均熱温度が８００℃以上の場合はＮｂの母材への固溶度Ｔｉと比べて高いため析出物中のＮｂ量が少なくなり、この場合も適切な原子比を確保できなくなる。

均熱時間は３０秒以上、３分（１８０秒）以下が好ましい。均熱時間が短すぎると析出物の析出量が不足して析出物の密度が低下し、長すぎると析出物が粗大化し密度が小さくなる。

（第２冷間圧延）
析出物を析出させた鋼板に対して第２冷間圧延を行う。第２冷間圧延によって、析出物の周囲の金属組織に歪みを導入して再結晶核を形成させる。第２冷間圧延の圧下率は５０％以上がよい。圧下率が５０％未満では第３焼鈍時の再結晶の駆動力になる歪み量が減少してしまい、結晶粒度番号９．０以上を達成できなくなる。また、第２冷間圧延の圧下率の上限は特に限定する必要はないが、例えば８５％以下にすればよい。

（第３焼鈍）
第２冷間圧延後の鋼板に対して第３焼鈍を行う。第３焼鈍を行うことにより、第２冷間圧延によって形成された再結晶核を起点にして再結晶化が進行し、微細な再結晶組織が得られる。第３焼鈍における均熱温度は、再結晶温度Ｔ１℃〜（Ｔ１＋２０）℃の範囲とする。均熱温度が再結晶温度Ｔ１℃未満では、十分に再結晶が進まず、細粒組織を得ることができない。また、均熱温度が（Ｔ１＋２０）℃を超えると、再結晶粒が粗大化してしまう。

第３焼鈍の均熱時間は、１０秒〜６０秒とすることが好ましい。均熱時間が短いと再結晶化が十分に進まず、均熱時間が長すぎると再結晶粒が粗大化してしまう。

再結晶温度Ｔ１は次のようにして決定する。第２冷間圧延後の鋼板から複数のサンプルを採取し、各サンプルについて１０℃刻みで熱処理を行う。そして、各サンプルのＬ断面の光学顕微鏡による組織観察から未再結晶粒の有無を判断し、未再結晶粒が観察されない最も低い温度をＴ１とする。

第１焼鈍、第２焼鈍及び第３焼鈍の終了後それぞれ、必要に応じて、酸洗等の脱スケール処理を行ってもよい。

以上説明した製造方法によって、本実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板を製造することができる。

なお、本実施形態においては、第１焼鈍、第２焼鈍及び第３焼鈍は、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、各焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でもよいし、大気中で焼鈍しても構わない。

また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に適用される板厚は特に限定しないが、強度確保の観点から０．５ｍｍ以上、好ましくは０．６ｍｍ以上であることが望ましい。板厚が薄い場合は成形後の部品において強度が不十分となる場合があるためである。製造対象となる部品のサイズや形状、耐荷重等を考慮して板厚を決定すればよい。

以上、本実施形態によれば、成形加工性及び成形後の耐加工肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は耐加工肌荒れ性に優れるため、特に、成形加工後に表面凹凸（肌荒れ）を除去するための研磨を要する用途に好適である。

次に本発明の実施例を示す。本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

表１に示すＡ〜Ｎの成分組成を有するステンレス鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延にて所定の板厚まで圧延した。その後、再結晶を目的とした焼鈍（第１焼鈍）、中間冷間圧延（第１冷間圧延）、中間焼鈍（第２焼鈍）、仕上げ冷間圧延（第２冷間圧延）及び仕上げ焼鈍（第３焼鈍）を施して０．６ｍｍ厚のステンレス鋼板（製品板）Ｎｏ．１〜２８を製造した。第１焼鈍は、均熱温度を再結晶温度Ｔ１（℃）以上、Ｔ１＋５０（℃）以下の範囲とし、均熱時間は１０秒〜６０秒の範囲とした。中間冷間圧延（第１冷間圧延）の圧下率、中間焼鈍（第２焼鈍）の均熱温度と均熱時間、最終冷間圧延（第２冷間圧延）の圧下率、仕上げ焼鈍（第３焼鈍）の均熱温度及び均熱時間は表２のように変化させた。

次に、得られたステンレス鋼板Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２８の幅中央付近から試験片を切り出し、ＪＩＳＧ０５５１（２０１３年）に準拠して線分法によって結晶粒度番号（ＧＳＮ）を測定した。なお、結晶粒度を測定する際は、試験片断面の光学顕微鏡組織写真より、１試料につき横切る結晶粒数を５００以上とした。

平均ｒ値の測定方法は、ＪＩＳＺ２２５４の塑性ひずみ比試験方法により測定した。試験片は、ステンレス鋼板Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２８の幅中央付近から切り出した。平均ｒ値は、ＪＩＳＺ２２５４（２００８年）に従い、下記式（Ｂ）によって求めた。

平均ｒ値=(ｒ_０＋２ｒ_４５＋ｒ_９０)／４・・・（Ｂ）
但し、（Ｂ）式中のｒ_０は圧延方向のｒ値、ｒ_９０は圧延直角方向のｒ値、ｒ_４５は圧延４５度方向のｒ値を示す。

析出物の密度の測定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた。まず、鋼板表面から深さ２０μｍまでの領域の断面薄膜試料を作製した。得られた断面薄膜試料についてＴＥＭにより３万倍の倍率にて画像を撮影した。撮影数は１０視野以上とした。各視野における析出物の個数をカウントした。個数の計測対象は、粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物とした。そして、カウントした析出物の総数を、撮影された視野の面積で除することで、析出物の密度を求めた。なお、析出物の粒径は、析出物の最大長さを粒径とした。

析出物の原子比の測定は、エネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）が装備されたＴＥＭを用いた。まず、密度の測定方法の場合と同様にして、鋼板表面から深さ２０μｍまでの領域の断面薄膜試料を作製した。断面薄膜試料をＴＥＭで観察し、粒径０．０５〜０．３μｍの析出物を確認し、ＥＤＳにより析出物から検出された全元素を１００原子％としたときの、Ｔｉ、Ｎｂ及びＰの組成比を測定した。そして、測定されたＴｉ、Ｎｂ、Ｐの原子％の比を取ってＮｂ／Ｐ及びＴｉ／Ｐを求めた。本実施例では、５個の析出物についてそれぞれの原子比を求め、これらの平均値を平均原子比とした。

さらに、ステンレス鋼板Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２８よりφ１１０ｍｍの試料を切り出し、油圧成形試験機により絞り比２．２のカップ成形試験を行った。カップ成形後の肌荒れには絞り比が大きく影響するが、その他の成形条件は影響を及ぼさないことが分かっている。
なお今回実施したカップ成形試験条件は、ポンチ径が５０ｍｍ、ポンチ肩Ｒが５ｍｍ、ダイス径が５２ｍｍ、ダイス肩Ｒが５ｍｍ、しわ押さえ圧が１トン、クリアランスが片側０．４ｔ（ｔは板厚）とした。さらに、試料とポンチ間の潤滑剤として、出光興産株式会社製の防錆油「ダフニーオイルコートＺ３（登録商標）」を塗布し、その後に成形後の鋼板表面を保護するために潤滑シート「ニチアス株式会社製ナフロンテープＴＯＭＢＯ９００１」を貼り付けた。

絞り比２．２で成形が出来た試料についてはカップ成形後の表面粗さを測定し加工肌荒れを評価した。

カップ成形後の試料の圧延方向の縦壁部内側の高さ中央部において高さ方向に平行に５ｍｍ長さについて二次元接触式の表面粗さ測定機を用いてＪＩＳＢ０６０１に記載の表面粗さ測定を行い、算術平均粗さＲａを算出した。算術平均粗さＲａ１．００μｍを基準とし、Ｒａが１．００μｍ未満の場合を加工肌荒れ評価が良好と判断し、Ｒａが１．００μｍ以上の場合を加工肌荒れ評価を不良と判断した。

以上の測定結果及び評価結果を表２に示す。

表２に示すように、試験例１、３、６〜９、１１、１３〜１５、１７、１９、２０、２５〜２８は、鋼成分が本発明範囲を満たし、また製造条件が好ましい範囲を満たした。このため、析出物が多量に析出して微細な再結晶組織が得られた。これらの試験例は、平均ｒ値が１．２０以上と高く成形性に優れ、また、加工後の肌荒れ性に優れていた。

一方、表２のＮｏ．２は、中間冷間圧延の圧下率が５％と低かったため、析出物が十分に析出せずに密度が低くなり、結晶粒度番号が９．０未満になり、加工後肌荒れ性が劣化した。

Ｎｏ．４は、中間焼鈍温度が６６０℃と低かったため、析出物が十分に析出せずに密度が低くなり、結晶粒度番号が９．０未満になり、加工後肌荒れ性が劣化した。

Ｎｏ．５及びＮｏ．１６は、仕上げ焼鈍温度が（Ｔ１＋２０）℃を超えたため、仕上げ焼鈍時に再結晶粒の粗大化が起こり、結晶粒度番号が９．０未満になり、加工後肌荒れ性が劣化した。

Ｎｏ．１０及びＮｏ，１８は、中間焼鈍温度がそれぞれ８４０℃、８２０℃と高いため、析出物が一部固溶して密度が低くなり、結晶粒度番号が９．０未満になり、加工後肌荒れ性が劣化した。

Ｎｏ．１２は、中間冷間圧延の圧下率が６０％と高く、このため最終冷間圧延の圧下率を低くせざるを得なかった。これにより、最終冷間圧延による歪みの付与が十分になされず、再結晶核が十分に形成されず、結晶粒度番号が９．０未満になり、加工後肌荒れ性が劣化した。

Ｎｏ．２１及びＮｏ．２２は、Ｃ量が過剰であったため、Ｔｉ及びＮｂがそれぞれ炭化物の生成に使われ、Ｔｉ及びＮｂを含む析出物が形成されなかった。また、Ｃ量が過剰であったため、平均ｒ値が１．２０未満となり、成形性が低下した。

Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４は、Ｔｉ及びＮｂの両方が含まれなかったため、Ｔｉ及びＮｂを含む析出物が形成されなかった。また、Ｔｉ及びＮｂの炭化物が形成されなかったため、平均ｒ値が１．２０未満となり、成形性が低下した。

Claims

質量％にて、
Ｃｒ：１１．０％以上３０．０％以下、
Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｐ：０．００５％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０３０％以下を含み、
さらに、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．０％以下の１種または２種を含み、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＪＩＳＧ０５５１にて測定される結晶粒度番号が９．０以上であり、
ＪＩＳＺ２２５４にて測定される平均ｒ値が１．２０以上であり、
粒径が０．０５〜０．３０μｍの範囲の析出物の密度が１００，０００個／ｍｍ^２以上であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
質量％にて、更に、
Ｂ：０．０００１％以上０．００２５％以下、
Ｓｎ：０．００５％以上０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｍｏ：２．００％以下、
Ｗ：１．００％以下、
Ａｌ：１．００％以下、
Ｃｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｙ：０．１０％以下、
Ｈｆ：０．２０％以下、
ＲＥＭ：０．１０％以下、
Ｓｂ：０．５０％以下の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
前記析出物は、Ｎｂを含まず、かつ、Ｐ、Ｔｉが平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
前記析出物は、Ｔｉを含まず、かつ、Ｐ、Ｎｂが平均原子比でＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
前記析出物は、平均原子比でＴｉ／Ｐ：０．５〜２．０かつＮｂ／Ｐ：０．５〜２．０の範囲となる成分を有する析出物であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。