JP5924459B1 - ステンレス冷延鋼板用素材 - Google Patents

Abstract

成形前および成形後の表面美麗性に優れるとともに、十分な成形性を有するステンレス冷延鋼板用素材を提供する。本発明のステンレス冷延鋼板用素材は、質量%で、C: 0.01〜0.05%、Si: 0.02〜0.75%、Mn:0.1〜1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr:16.0〜18.0%、Al: 0.001〜0.10%、N: 0.01〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。面積率で5〜50％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、鋼板表裏面における表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の位置までの部分のフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下であり、前記表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の部分を除いた板厚中央部のフェライト相が、未再結晶フェライト相を含む。

Description

本発明は、表面美麗性に優れるとともに、十分な成形性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造するのに好適なステンレス冷延鋼板用素材に関するものである。

フェライト系ステンレス鋼（鋼板）は、経済的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さまざまな用途に使用されており、その適用範囲は近年さらに拡大しつつある。それらの中で、内装用建材、家電製品のボディーや扉、厨房機器および自動車のモール等の外観が重要な用途では、表面が美麗であることが特に重視されている。

表面が美麗であるためには、表面光沢度が高いこととローピングが発生していないことが必要である。表面光沢は、表面の微細な凹凸によって変化する光の反射度合いや表面の色調によって変化し、板面が平滑であればあるほど光沢が良い。光沢を上げるためには、冷延時の圧延性欠陥（オイルピットやロール研磨目の転写痕）を代表とする、鋼板表面の微細な凹凸を低減させることが必要である。ローピングはフェライト系ステンレス鋼に特有の欠陥で、圧延方向に伸びた凹凸である。

さらに、プレス等の成形を施して使用される場合には、リジングや肌荒れが発生しないことも必要になる。リジングはフェライト系ステンレス鋼に特有の欠陥で圧延方向に沿った凹凸であり、肌荒れは粗大な結晶粒の起伏に起因する表面凹凸である。成形加工でリジングや肌荒れが発生した場合は、研磨して除去しなければならず、これは製造負荷と製造コストを大幅に増大させてしまう。

上記課題に対し、成形の前後で表面性状に優れるステンレス冷延鋼板を得る手段として、特許文献１には、質量％で、C：0.005〜0.100％、Si：0.01〜2.00％、Mn：0.01〜2.00％、P：0.040％未満、S：0.03％以下、Cr：10〜22％、Al：0.0005〜0.2000％、N：0.005〜0.080％を含有した鋼に対して、熱間圧延した後の熱処理方法として、予備焼鈍を実施し、続いて本焼鈍を実施する、あるいは、均質化熱処理を実施し、さらに900〜1100℃以上の高温で部分変態熱処理をする、あるいは、熱処理をする前に冷間圧延を実施することを特徴とする、面内異方性が小さく、耐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薄板が開示されている。しかし、特許文献１では表面光沢について言及していないが、十分な均熱時間を設けてフェライト相の再結晶を進行させているため、軟質化によって鋼板表面が変形しやすく、前述の圧延性欠陥が生じるため表面光沢が劣化する。また、特許文献１では、十分に再結晶を進行させているため、張力を付与しながら冷延する工程で発生する表面起伏を抑制しきれず、ローピングが発生する。

特許文献２には、コロニーの板厚方向の長さを板厚の30％以下に制御することによって、優れた耐リジング性と加工性、表面光沢を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、特許文献２に記載のフェライトコロニーの制御方法では、ローピングは低減せず、目視した際に表面の反射像が歪む現象は残ったままである。

特許文献３には、冷間圧延時に硬質かつ低粗度表面のワークロールを用いることによって、持ち込み油量を低減させてオイルピットを低減すると同時に、ロールの表面凹凸の転写を可能な限り低減させることにより光沢を向上させる技術が開示されている。しかし、特許文献３に記載の技術では、圧延に起因する表面欠陥を除去できても、ローピングやリジング、肌荒れ等の素材起因の表面欠陥は解決できない。

特開２００６−３２８５２４号公報 特開平１０−３３０８８７号公報 特開２０００−１０２８０２号公報

本発明は、かかる課題を解決し、成形前および成形後の表面美麗性に優れるとともに、十分な成形性を有するステンレス冷延鋼板を製造するのに好適なステンレス冷延鋼板用素材を提供することを目的とする。

なお、本発明において、優れた成形前の表面美麗性とは、表面光沢および耐ローピング性に優れることを意味する。表面光沢に優れるとは、JIS Z 8741に規定された入射角20°の光の反射エネルギー（Ｇｓ20°）を用い、板幅中央部から採取した試験片に対して圧延方向に対し、0°と90°方向で各2点ずつ光沢度を測定し、その平均値が950以上であることを意味する。耐ローピング性に優れるとは、JIS B 0601−2001に準拠して圧延方向に対して90°方向に表面粗さを測定した結果、Rzが0.2μm以下であることを意味する。

また、優れた成形後の表面美麗性とは、耐リジング性および耐肌荒れ性に優れることを意味する。耐リジング性に優れるとは、板幅中央部より圧延方向に対し0°方向に採取したJIS5号引張試験片の片面を#600サンドペーパーで研磨し、JIS Z 2241に準拠した単軸引張で20%の予歪を付与した後、JIS B 0601−2001に準拠して、試験片の平行部中央の研磨面のうねり高さを測定し、大うねり（リジング高さ）が2.5μm以下であることを意味する。耐肌荒れ性に優れるとは、耐リジング性を測定した試験片を用い、JIS B 0601−2001に準拠して試験片の平行部中央の研磨面の表面粗さを測定し、Raが0.2μm未満であることを意味する。

また、十分な成形性とは、JIS Z 2241に準拠した引張試験における破断伸び（El）が圧延方向と直角方向に採取したJIS13号B試験片で25%以上であることを意味する。

課題を解決するために検討した結果、適切な成分とし、面積率で5〜50％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、さらに、鋼板表裏面における表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の位置までのフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下であり、前記表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の位置を除いた板厚中央部分のフェライト相が、アスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含んだ状態に制御することによって、冷間圧延および冷延板焼鈍後に優れた表面光沢、耐ローピング性、耐リジング性および耐肌荒れ性をもつ成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られることを見出した。

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［1］質量%で、C: 0.005〜0.05%、Si: 0.02〜0.75%、Mn:0.1〜1.0%、P: 0.04%以下、S:0.01%以下、Cr: 16.0〜18.0%、Al: 0.001〜0.10%、N: 0.005〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、面積率で5〜50％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、鋼板表裏面における表層から板厚方向にt/3（ｔ：板厚）の位置までの部分のフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下であり、前記表層から板厚方向にt/3（ｔ：板厚）の部分を除いた板厚中央部のフェライト相が、アスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含むことを特徴とするステンレス冷延鋼板用素材。
［2］質量%で、さらに、Cu:0.1〜1.0%、Ni: 0.1〜1.0%、Mo: 0.1〜0.5%、Co: 0.01〜0.3%のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする上記［1］に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
［3］質量%で、さらに、V: 0.01〜0.25%、Ti: 0.001〜0.015%、Nb: 0.001〜0.030%、Mg: 0.0002〜0.0050%、B: 0.0002〜0.0050%、REM: 0.01〜0.10%のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする上記［1］または［2］に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％はすべて質量％である。

本発明によれば、成形前および成形後の表面美麗性に優れるとともに、十分な成形性を有するステンレス冷延鋼板を製造するのに好適なステンレス冷延鋼板用素材が得られる。すなわち、本発明のステンレス冷延鋼板用素材を用いて製造されるフェライト系ステンレス冷延鋼板は、表面美麗性に優れることになる。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明のステンレス冷延鋼板用素材は、C: 0.005〜0.05%、Si: 0.02〜0.75%、Mn: 0.1〜1.0%、P: 0.04%以下、S: 0.01%以下、Cr:16.0〜18.0%、Al: 0.001〜0.10%、N: 0.005〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、面積率で5〜50％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、鋼板表裏面における表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の位置までのフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下であり、前記表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の部分を除いた板厚中央部のフェライト相が、アスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含むことを特徴とする。これらは本発明において重要な要件であり、中でも、マルテンサイト相の量と、フェライト相の状態（粒径および未再結晶粒の有無）を規定することは特に重要な要件である。このような素材を用いれば、酸洗（脱スケール）、冷延、および冷延板焼鈍、さらに必要に応じ酸洗および／または調質圧延を実施する等の常法により、十分な成形性を有しながら、表面光沢に優れ、耐ローピング性、耐リジング性および耐肌荒れ性を有する、すなわち成形前および成形後の表面美麗性に優れるステンレス冷延鋼板を得ることができる。

マルテンサイト相の量と、フェライト相の状態は、熱間圧延時のコイル巻取り温度を適正に制御し、さらに、冷延前に、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域で短時間の熱延板焼鈍を行うことで制御することができる。例えば、熱間圧延工程でコイルに巻取る際に、その巻取り温度を550〜850℃にする。さらに、熱延後に、890〜950℃の温度で15秒〜2分間保持する熱延板焼鈍を行う。

熱延板焼鈍でマルテンサイト相が生じれば、フェライトコロニー（類似な結晶方位を有するフェライト粒の集合体）を効果的に分断できるため、コロニー形成によって特定方位の変形能が高くなることに起因するリジングやローピングが改善される。マルテンサイト相は冷延前および冷延時にフェライトコロニーを分断するだけにとどまらず、冷延板焼鈍の際に旧オーステナイト粒界やマルテンサイト相内部のブロック境界やラス境界などがフェライト相の再結晶サイトとなり、コロニーがより一層解消される効果も得られる。

さらに、冷延前に鋼板表裏面における表層からt/3（t：板厚）までの範囲のフェライト相の平均粒径を20μm以上50μm以下に制御することによって、冷延板焼鈍後の表層部の金属組織が小粒径のフェライト単相組織になり、粗大結晶粒の起伏に起因する成形時の肌荒れを抑制する効果が発現する。

フェライト相のうち、上記鋼板表裏面における表層からt/3までの範囲を除いた板厚中央部はアスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含有する。アスペクト比で3.0を超えるフェライト相は未再結晶であり、未再結晶のフェライト相を含有することで、比較的硬質な金属組織となり、硬質な冷延素材となるため、冷延中の微視的な表面変形が抑制され、圧延性欠陥であるオイルピットやロール研磨目の転写痕に起因する表面光沢や、張力付与時の表面起伏に起因するローピングが効果的に抑制される。

マルテンサイト相が面積率で5〜50％
本発明では、熱延板焼鈍によりマルテンサイト相を生成させることによって、フェライトコロニーを分断する効果を得る。さらに、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が存在することによって、冷延中、冷延板焼鈍後のフェライトコロニーの破壊にも一層の効果を発揮し、リジングやローピングの抑制に寄与する。これらの効果は熱延板焼鈍後のマルテンサイト相の面積率が5％以上となった場合に得られる。しかし、マルテンサイト相の面積率が50％を超えると、熱延焼鈍板が硬質化し、冷間圧延工程においてパス数の増加や耳われ、形状不良等が生じ、製造上好ましくない。そのため、熱延板焼鈍後のマルテンサイト相の面積率は5〜50％とする。好ましくは、10〜40％の範囲である。

本発明の鋼成分においては熱延板焼鈍温度において生成したオーステナイト相のほぼ全てがマルテンサイト相に変態するため、熱延板焼鈍温度において生成したオーステナイト相の面積率は、熱延板焼鈍後のマルテンサイト相の面積率とほぼ等しい。そして、このオーステナイト相の面積率は鋼成分と熱延板焼鈍温度に依存する。Ｃ、Ｎ、Mｎ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイト相の面積率を増加させ、Ｓｉ、Ｃｒは減少させる。焼鈍温度を高めるとマルテンサイト相の面積率は増加し、焼鈍温度を下げると減少する。所望のマルテンサイト相の面積率は成分と熱延板焼鈍温度の制御で得ることができる。なお、残部はフェライト相である。残部に析出物や介在物が含まれる場合もある。析出物や介在物とは、例えば、Ｃｒ炭窒化物、Ｖ炭窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物やアルミナ等である。析出物や介在物は合計の面積率（面積％）で、5％未満であることが好ましい。

鋼板表裏面における鋼板表層から板厚方向にｔ/3の位置までのフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下
表層部のフェライト粒径を制御することは所望の表面美麗性を得る上で重要な要件である。冷延前に、粒径を制御することによって、冷延および冷延板焼鈍後に微細なフェライト粒から成る金属組織を得られ、フェライトコロニー分断の効果を増進させるほか、肌荒れ抑制にも寄与する。

このような効果は、冷延前の素材の段階でフェライト相の平均粒径を50μm以下に制御した場合に得られる。平均粒径が50μmを超えると、冷延焼鈍後の最終製品板において、冷延前から粗大なフェライト粒であった箇所を起点として再結晶したフェライト粒は粗大になる。一方、マルテンサイト相を起点として再結晶したフェライト粒は微細となる。その結果、最終製品は粒径の異なるフェライト粒の混粒組織となって、加工成形時に肌荒れが生じる。平均粒径が20μm未満になると、鋼板が過度に硬質化し、冷延時のパス数増大など製造面の負荷が増えるほか、冷延板焼鈍を実施しても再結晶が不十分であり伸びが低下する。以上の理由により、鋼板表層から板厚方向にt/3の位置までのフェライト相の粒径は平均粒径20μm以上50μm以下とする。なお、フェライト相の粒径を制御する表層から板厚方向にｔ/3の位置までの部分とは、鋼板表面の表層から板厚方向にｔ/3の位置までの部分および鋼板裏面の表層から板厚方向にt/3の位置までの部分である。

上記鋼板表裏面における鋼板表層からt/3までの範囲を除いた板厚中央部の残部フェライト相は、アスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含む。
当該鋼を連続鋳造した場合、スラブ組織は表層部が等軸晶であるのに対し、スラブ中央部は冷却速度が遅いため著しく伸びた展伸粒となっている。このようなスラブを熱間圧延した場合、熱間圧延時に鋼板表層部に存在していたフェライト相は、もともと等軸的であったことに加え、熱間圧延中に圧延ひずみの蓄積と再結晶によるひずみの開放を繰り返すため、一層微細な等軸粒となる。しかし、板厚中央部では導入される圧延ひずみ量が小さいため、板厚中央部に存在するフェライト相は多量のひずみ蓄積による再結晶が生じにくく、鋳造時の展伸粒が残存する。また、熱延時に回復は生じるものの、再結晶が生じないために圧延によって導入された加工ひずみが完全には除去されず、再結晶により生成したフェライト粒に比べると転位密度が比較的高い。特にアスペクト比が3.0以上となるフェライト相（未再結晶フェライト相）は、表層部の等軸的なフェライト粒より硬質である。

このようなアスペクト比で3.0を超えるフェライト相を板厚中央部に残存させ、冷延素材の過度な軟質化を避けることが本発明では肝要となる。

なお、本発明における上記アスペクト比は下式（1）で求めることができる。

ｒ_α（アスペクト比）＝ｄ_ｒ（圧延方向の結晶粒径）／ｄ_ｔ（板厚方向の結晶粒径）・・・（１）

アスペクト比で3.0を超えるフェライト相を含むことによって、冷延時のパス数に影響せず、表面変形能を低下させるのに必要かつ十分な硬さが得られる。さらに、板厚方向の表層に対し中央部が硬質になるため、圧延張力の付与時に生じる板厚方向と板幅方向の変形が抑制される。従来は、板厚方向全体が再結晶して変形能が高かったため、圧延張力付与による板厚方向と板幅方向への変形が板幅方向でばらつき、表面の凹凸、起伏が生じていた。しかし、本発明では、板厚中央部の変形を抑制するので、表層の再結晶部分で変形が生じても、中央部による拘束を受ける。その結果、板幅方向に変形がばらついても、板厚全体での凹凸が生じにくくなり、ローピングの低減にも効果を発揮する。板厚中央部まで再結晶を十分に進行させると、軟質化するために、表面の変形能が向上し、特に圧延初期段階でオイルピットなどの粗大な圧延性の表面欠陥が生じやすくなる。なお、オイルピットとは、圧延時の潤滑剤がロールバイトに引き込まれ、鋼板の表面に封入されて生じる微細な凹み欠陥である。

アスペクト比で3.0を超えるフェライト相の割合はフェライト相に対して面積率で10％以上であることが好ましく、板表層からt/3までの範囲を除いた板厚中央部の残部フェライト相が全て未再結晶フェライト相であっても構わない。より好ましくは面積率で20%以上である。

次に、本発明のステンレス冷延鋼板用素材の成分組成について説明する。
以下、特に断らない限り%は質量%を意味する。

C: 0.005〜0.05%
Cはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。また、Cは結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには0.005%以上の含有が必要である。また、C量が0.005%未満では、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り所定の光沢度、耐ローピング性、耐リジング性および耐肌荒れ性が得られない。しかし、C量が0.05%を超えると鋼板が硬質化して延性が低下する。また、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を超えて所定の成形性が得られない。また、熱延板焼鈍時に過剰量のマルテンサイトが生成して、冷延時の圧延負荷が増大し製造性が低下する。そのため、C量は0.005〜0.05%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.03%の範囲である。さらに好ましくは0.01〜0.02%の範囲である。C量はC含有量を意味し、他の成分についても同様である。

Si: 0.02〜0.75%
Siは鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには0.02%以上の含有が必要である。しかし、Si量が0.75%を超えると、鋼板が硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大するとともに、仕上げ焼鈍後の延性が低下する。そのため、Si量は0.02〜0.75%の範囲とする。好ましくは0.10〜0.50%の範囲である。さらに好ましくは0.15〜0.35%の範囲である。

Mn:0.1〜1.0%
MnはCと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには0.1%以上の含有が必要である。しかし、Mn量が1.0%を超えるとMnSの生成量が増加して耐食性が低下する。そのため、Mn量は0.1〜1.0%の範囲とする。好ましくは0.55〜0.90%の範囲である。さらに好ましくは0.65〜0.85%の範囲である。

P: 0.04%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ため低い方が望ましく、上限を0.04%とする。好ましくは0.03%以下である。

S: 0.01%以下
SはMnSなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特に含有量が0.01%を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのためS量は極力低い方が望ましく、本発明ではS量の上限を0.01%とする。好ましくは0.007%以下である。さらに好ましくは0.005%以下である。

Cr:16.0〜18.0%
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。この効果はCr含有量が16.0%以上で現れ、Cr含有量が増えるに従って耐食性が向上する。さらに、Crには熱延板焼鈍時にオーステナイト相が生成するのを抑制する効果がある。Cr含有量が16.0%未満では熱延板焼鈍時にオーステナイト相が多く生成しすぎて、本発明の所望するマルテンサイト相の面積率を50％以下に出来ない。したがって、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を超えて所定の成形性が得られない。よって、Cr量を16.0%以上とする。一方、Cr量が18.0%を超えると、熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所望するマルテンサイト相の面積率を5％以上に出来ない。マルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り所定の耐リジング性が得られない。よって18.0%以下とする。好ましくは16.0〜17.5%の範囲である。さらに好ましくは16.5〜17.0%の範囲である。

Al: 0.001〜0.10%
AlはSiと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには0.001%以上の含有が必要である。しかし、Al量が0.10%を超えると、Al₂O₃等のAl系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Al量は0.001〜0.10%の範囲とする。好ましくは0.001〜0.07%の範囲である。さらに好ましくは0.001〜0.01%である。

N: 0.005〜0.06%
Nは、C、Mnと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためにはN量を0.005%以上とする必要がある。しかし、N量が0.06%を超えると延性が著しく低下する上、Cr窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下が生じる。よって、N量は0.005〜0.06%の範囲とする。好ましくは0.01〜0.03%の範囲である。さらに好ましくは0.01〜0.02%の範囲である。

残部はFeおよび不可避的不純物である。

以上の成分組成により本発明の効果は得られる。さらに製造性あるいは材料特性を向上させる目的で以下の元素を含有することができる。

Cu:0.1〜1.0%、Ni: 0.1〜1.0%、Mo: 0.1〜0.5%、Co: 0.01〜0.3%のうちから選ばれる１種または２種以上
CuおよびNiはいずれも耐食性を向上させる元素である。特に高い耐食性が要求される場合には、Cuおよび／またはNiを含有することが有効である。また、CuおよびNiにはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果は各々0.1%以上の含有で顕著となる。しかし、Cu含有量が1.0％を超えると熱間加工性が低下する場合があり好ましくない。そのためCuを含有する場合は0.1〜1.0%とする。好ましくは0.2〜0.8％の範囲である。さらに好ましくは0.3〜0.5％の範囲である。Ni含有量が1.0％を超えると加工性が低下するため好ましくない。そのためNiを含有する場合は0.1〜1.0%とする。好ましくは0.1〜0.6％の範囲である。さらに好ましくは0.1〜0.3％の範囲である。

Moは耐食性を向上させる元素である。特に高い耐食性が要求される場合にはMoを含有することが有効である。この効果は0.1%以上の含有で顕著となる。しかし、Mo含有量が0.5％を超えると熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の表面美麗性が得られなくなる場合があり好ましくない。そのため、Moを含有する場合は0.1〜0.5%とする。好ましくは0.2〜0.4％の範囲である。

Coは靭性を向上させる元素である。この効果は0.01%以上の添加によって得られる。一方、その含有量が0.3%を超えると製造性を低下させる場合がある。そのため、Coを添加する場合の添加量は0.01〜0.3%の範囲とする。

V: 0.01〜0.25%、Ti: 0.001〜0.015%、Nb: 0.001〜0.030%、Mg: 0.0002〜0.0050%、B: 0.0002〜0.0050%、REM: 0.01〜0.10%のうちから選ばれる1種または2種以上
V: 0.01〜0.25%、Ti: 0.001〜0.015%、Nb: 0.001〜0.030%
V、TiおよびNbはCおよびNとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶C、Nを低減させ、仕上げ焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。これらの効果を得るためには、0.01％以上のV、0.001%以上のTi、0.001%以上のNbを含有する必要がある。しかし、V量が0.25%を超えると加工性が低下する場合がある。また、Ti量が0.015%あるいはNb量が0.030%を超えると、過剰なTiNあるいはNbCの析出により良好な表面性状を得ることができない場合がある。よって、Vを含有する場合は0.01〜0.25%の範囲、Tiを含有する場合は0.001〜0.015%の範囲、Nbを含有する場合は0.001〜0.030%の範囲とする。V量は好ましくは0.02〜0.20%の範囲である。さらに好ましくは0.03〜10%の範囲である。Ti量は好ましくは0.003〜0.010%の範囲である。Nb量は好ましくは0.002〜0.020%の範囲である。さらに好ましくは0.003〜0.015%の範囲である。

Mg: 0.0002〜0.0050%
Mgは熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、Mg量が0.0050%を超えると表面品質が低下する場合がある。よって、Mgを含有する場合は0.0002〜0.0050%の範囲とする。好ましくは0.0005〜0.0030%の範囲である。さらに好ましくは0.0005〜0.0010%の範囲である。

B: 0.0002〜0.0050%
Bは低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。この効果を得るためには0.0002%以上の含有が必要である。しかし、B量が0.0050%を超えると熱間加工性が低下する場合がある。よって、Bを含有する場合は0.0002〜0.0050%の範囲とする。好ましくは0.0005〜0.0030%の範囲である。さらに好ましくは0.0005〜0.0010%の範囲である。

REM: 0.01〜0.10%
REMは耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには0.01%以上の添加が必要である。しかし、0.10%を超えて添加すると冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる。また、REMは高価な元素であるため、過度な添加は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、REMを含有する場合は0.01〜0.10%の範囲とする。

次に本発明のステンレス冷延鋼板用素材の製造方法の一例について説明する。
上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉または真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。このスラブを、1100〜1250℃で加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延時、仕上げ圧延を900〜1100℃の範囲で終了し、その後コイルに巻き取る際は、その巻取り温度を550〜850℃にする。より好ましくは巻取り温度が600〜700℃である。巻取り温度が、550℃未満では、熱間圧延時に存在していたオーステナイト相がフェライト相と炭窒化物にほとんど分解することなく冷却されてマルテンサイト変態するため、マルテンサイト相率が本発明範囲を上回るとともに表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を下回り、所定の成形性および耐肌荒れ性が得られない。巻取り温度が850℃超えでは、ひずみ量に関係なく再結晶が生じ、中心部の未再結晶フェライト相が著しく減少するため、所定の光沢度が得られない。したがって、巻取り温度を550〜850℃にする。これによって、短時間で仕上げる熱延板の連続焼鈍によるフェライト相の粒径や再結晶を制御しやすくなる。
その後、上記熱延板に対して、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域となる890〜1050℃の温度で10秒〜2分間保持する熱延板焼鈍を施す。ここで、熱延板焼鈍温度890℃未満の場合、フェライト単相域での焼鈍となり、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り、マルテンサイト相を生成させることによって発現するリジングやローピングを抑制する効果が得られない。また、板厚中央部まで再結晶が進行して粒が過剰に粗大化するため、軟質な素材となり、冷延時に圧延性の欠陥が生じやすく、光沢が低下するなど、本発明の効果が得られない。
一方、焼鈍温度が1050℃を超えると炭化物の固溶が進みオーステナイト相中へのＣ濃化が助長されて、過剰に硬質なマルテンサイト相が多量に生成して、冷延焼鈍後の伸びが低下する。また、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を超えて所定の成形性が得られない。さらに、フェライト粒の粗大化が助長され、肌荒れを悪化させる原因となり好ましくない。焼鈍時間が10秒未満の場合、所定の温度で焼鈍しても、その影響は最表層に留まり、フェライト相の再結晶が板厚方向に十分に進行しないため、硬質な冷延素材となって冷延負荷を増大させる。また、表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を下回り、所定の成形性が得られない。一方、焼鈍時間が2分間を超えるとオーステナイト相への変態が過剰に進行し、冷却後のマルテンサイトが所望量よりも多くなる。また、板厚表層部は過剰に粗大なフェライト粒となり、表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を上回り、所定の光沢度および耐肌荒れ性が得られない。場合によっては板厚中央まで再結晶が進行して軟質化するため、フェライト相の部位とマルテンサイト相の部位の硬度むらが冷延時の板厚変動や荷重変動の原因となって製造能力低下の原因となる。冷延板焼鈍後に混粒組織あるいは粗大なフェライト単相組織となって耐肌荒れ性を悪化させる。熱延板焼鈍後は必要に応じて酸洗を施す。

以上により、本発明のステンレス冷延鋼板用素材が製造される。

なお、上記ステンレス冷延鋼板用素材を用いて、フェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する場合は、例えば以下の方法により製造することができる。
上記冷延鋼板用素材に対して、冷間圧延および冷延板焼鈍（仕上げ焼鈍）を行う。
冷間圧延はタンデムミルまたはクラスターミルのいずれでも良く、成形性や形状矯正の観点から５０％以上の圧下率で行うことが望ましいが、限定するものではない。
冷延板焼鈍は、フェライト単相となる温度域で実施すれば良く、良好な伸びを得るためには、焼鈍温度範囲は800〜890℃とし、より好ましくは850〜890℃である。800℃未満の温度範囲ではマルテンサイト相が残存して伸びが低下する場合がある。890℃より高温だと新たにオーステナイト相が生成して冷却時にマルテンサイト相が生成するため、成形性が著しく低下する。また、製造性と過剰なフェライト再結晶粒の粒成長回避のため、冷延板焼鈍は連続焼鈍であることが望ましく、800〜890℃の温度範囲で5〜120秒保持する連続焼鈍が好ましい。さらに、十分な成形性を得ると同時に、加工後の肌荒れ発生を防ぐため、より好ましくは10〜60秒保持する連続焼鈍とする。
表面仕上げはNo．2B、BA、研磨、またはダル加工など限定するものではなく、適当な表面仕上げとする。所望の表面粗さを付与し、ストレッチャーストレインを解消するためには、伸び率0.3〜1.0％の範囲で調質圧延を実施すれば良い。

以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す化学組成を有するステンレス鋼を連続鋳造法により200mm厚のスラブを製造した。これらを1180℃に加熱した後、表２の記載の温度で巻き取り熱間圧延により板厚：4mmの熱延板とした。

次いで、上記熱延板に表2に記載の条件で熱延板焼鈍を施した後、表面にショットブラスト処理を行い、硫酸、および硝酸とふっ酸からなる混酸の2液で酸洗し脱スケールを実施し、熱延焼鈍板（ステンレス冷延鋼板用素材）を製造した。
熱延焼鈍板（ステンレス冷延鋼板用素材）に対して、以下の方法により、金属組織の面積率、フェライト粒径および未再結晶フェライト相の割合を測定した。

熱延焼鈍板（ステンレス冷延鋼板用素材）の金属組織
得られた熱延焼鈍板について、板幅中央部から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、王水で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率400倍で板厚方向に表面から中心に9視野撮影した。撮影位置は、一方の表層から板厚方向に1t/18、3t/18、5t/18、7t/18、9t/18、11t/18、13t/18、15t/18および17t/18（ｔ：板厚）である。撮影した組織写真について、金属組織学的特徴から、特に黒色にエッチングされた相をマルテンサイト相とし、その他の相をフェライト相として分離し、画像解析によって各視野におけるマルテンサイト相の面積率を測定し、9視野の平均値をマルテンサイト相の面積率とした。

また、撮影位置が表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の部分に相当する、鋼板の表層から板厚方向に1t/18、3t/18、5t/18、13t/18、15t/18および17t/18（t：板厚）の画像については、JIS G 0551に準拠してフェライト粒径を測定し、6視野の平均を、表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の部分の平均結晶粒径とした。板表層からt/3までの範囲を除いた板厚中央部に相当する、表層から板厚方向に7t/18、9t/18および11t/18（t：板厚）の画像では、フェライト粒について式（1）のアスペクト比を測定し、アスペクト比が3.0を超える粒の面積率を求め、その3視野の平均を板表層からt/3までの範囲を除いた板厚中央部の未再結晶フェライト相の割合とした。

また、以下に示す方法にてステンレス冷延鋼板用素材を用いてステンレス冷延鋼板を製造し、ステンレス冷延鋼板の性能を評価した。

上記により得られた熱延焼鈍板を、0.8mm厚まで冷延し、表２に記載の条件で冷延板焼鈍を行った。その後、電解酸洗による脱スケール処理を実施し、最後に伸び率で0.3〜1.0％の調質圧延を施した。

ステンレス冷延鋼板の性能評価
（１）成形性
板幅中央部からJIS13B号引張試験片を圧延方向に対し90°方向に採取し、ＪＩＳＺ ２２４１に準拠した引張試験における破断伸び（El）が25％以上である場合を合格（○）、25％未満の場合を不合格（×）とした。また、30％以上である場合を特に優れた合格（◎）とした。

（2）表面美麗性
（2-1）表面光沢
板幅中央部から試験片を採取し、JIS Z 8741に規定されるように、入射角20°の光の反射エネルギー（Gs20°）を用い、圧延方向に対し、0°と90°方向で各2点ずつ測定した平均値を用い、光沢度950以上の場合を光沢に優れる（○）とし、950未満を不合格（×）とした。また、1000を超える場合を特に優れる（◎）とした。
（2-2）耐ローピング性
板幅中央部から試験片を採取し、JIS B 0601−2001に準拠して圧延方向に対して90°方向に表面粗さを測定した結果、Rzが0.2μm以下になる場合を合格（○）とし、0.2μmを超える場合を不合格（×）とした。
（2-3）耐リジング性
板幅中央部より圧延方向に対し、0°方向にJIS5号試験片を採取し、片面を＃600仕上げで研磨した後、JIS Z 2241に準拠した単軸引張で20％の予歪を付与し、JIS B 0601−2001に準拠して試験片の平行部中央の研磨面のうねり高さを測定した結果、2.5μm以下の場合を合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。2.0μm未満の場合を特に優れた合格（◎）とした。
（2-4）耐肌荒れ性
耐リジング性を測定した試験片を用い、JIS B 0601−2001に準拠して試験片の平行部中央の研磨面の表面粗さを測定した結果、Raで0.2μm未満の場合を合格（○）とし、それ以外を不合格とした（×）。
以上の評価結果を製造条件と併せて表２に示す。

表より、本発明例では、十分な成形性（破断伸び）を得られ、表面美麗性に優れることを確認した。
Cr含有量が本発明の範囲を下回るNo．15やC含有量が本発明の範囲を上回るNo．17はマルテンサイト生成量が本発明の範囲を超えて所定の成形性が得られなかった。
Cr含有量が本発明の範囲を上回るNo．16はマルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り所定の耐リジング性が得られなかった。C含有量が本発明の範囲を下回るNo．18はマルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り所定の光沢度、耐ローピング性、耐リジング性および耐肌荒れ性が得られなかった。

巻き取り温度が低すぎたNo．19および21では、マルテンサイト相率が本発明範囲を上回るとともに表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を下回り、所定の成形性および耐肌荒れ性が得られなかった。巻き取り温度が高すぎたNo．20では、中心部に未再結晶フェライト相がなく、所定の光沢度が得られなかった。熱延板焼鈍温度が高すぎたNo．22では、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を超えて所定の成形性が得られなかった。熱延板焼鈍時間が長すぎたNo．23では、表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を上回り、所定の光沢度および耐肌荒れ性が得られなかった。熱延板焼鈍時間が短すぎたNo．24では、表層部のフェライト相の平均粒径が本発明の範囲を下回り、所定の成形性が得られなかった。熱延板焼鈍温度が低すぎたNo．25では、マルテンサイト生成量が本発明の範囲を下回り、所定の光沢度、耐ローピング性および耐リジング性が得られなかった。

以上より、マルテンサイト量とフェライト相の平均粒径および再結晶の度合いを適切に制御した本発明のステンレス冷延鋼板用素材を用いれば、所定の成形性と、優れた表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られることを確認した。

本発明で得られるステンレス冷延鋼板用素材は、絞りを主体としたプレス成形品や高い表面美麗性を要求される用途、例えば、厨房器具や食器へ適用されるフェライト系ステンレス冷延鋼板の素材として好適である。

Claims (3)

1. 質量%で、C: 0.005〜0.05%、Si: 0.02〜0.75%、Mn:0.1〜1.0%、P: 0.04%以下、S:0.01%以下、Cr: 16.0〜18.0%、Al: 0.001〜0.028%、N: 0.005〜0.06%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
   面積率で5〜50％のマルテンサイト相と残部がフェライト相からなる金属組織を有し、
   鋼板表裏面における表層から板厚方向にt/3（t：板厚）の位置までの部分のフェライト相の平均粒径が20μm以上50μm以下であり、
   前記表層から板厚方向にt/3（ｔ：板厚）の部分を除いた板厚中央部のフェライト相が、アスペクト比で3.0を超えるフェライト相をフェライト相に対して面積率で10％以上含むことを特徴とするステンレス冷延鋼板用素材。
2. 質量%で、さらに、Ni: 0.1〜1.0%、Mo: 0.1〜0.5%、Co: 0.01〜0.3%のうちから選ばれる１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載のステンレス冷延鋼板用素材。
3. 質量%で、さらに、V: 0.01〜0.25%、Ti: 0.001〜0.015%、Nb: 0.001〜0.030%、Mg: 0.0002〜0.0050%、B: 0.0002〜0.0050%、REM: 0.01〜0.10%のうちから選ばれる1種または2種以上を含むことを特徴とする請求項1または2に記載のステンレス冷延鋼板用素材。