WO2016092713A1 - ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

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cold
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stainless steel
annealing
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映斗 水谷
正崇 吉野
光幸 藤澤
彩子 田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D8/0236—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to stainless steel, particularly stainless steel excellent in formability and ridging resistance.
  • the material material has low anisotropy.
  • the average breaking elongation of the steel sheet ((breaking elongation in the rolling parallel direction + 2 ⁇ breaking elongation in the 45 ° direction of rolling + breaking elongation in the direction perpendicular to the rolling) ⁇ 4, hereinafter may be expressed as average El. ) Is large, the forming limit is limited by the breaking elongation in the direction of the lowest breaking elongation of the steel sheet.
  • the in-plane anisotropy of the breaking elongation ((breaking elongation in the parallel direction of rolling-2 ⁇ breaking elongation in the 45 ° direction of rolling + breaking elongation in the direction perpendicular to the rolling) / 2)
  • the absolute value of (hereinafter, sometimes referred to as
  • the in-plane anisotropy of the r value of the steel sheet ((r value in the rolling parallel direction ⁇ 2 ⁇ r value in the rolling 45 ° direction + r value in the direction perpendicular to the rolling) ⁇ 2), below Ear may be generated due to a case where
  • the surface appearance of cooking pans and the like greatly affects the product value.
  • surface irregularities called ridging are formed, and the surface appearance after molding deteriorates.
  • a polishing step for removing irregularities after molding is required, which increases the manufacturing cost. Therefore, it is required that the ridging is small.
  • Ridging is caused by an aggregate of ferrite grains having a similar crystal orientation (hereinafter sometimes referred to as a ferrite colony or a colony).
  • the coarse columnar crystal structure produced during casting is expanded by hot rolling, and the expanded grains or grain groups remain even after hot-rolled sheet annealing, cold-rolling and cold-rolled sheet annealing. It is thought to be formed.
  • gamma max is 20 or more and less than 70, slab of ferritic stainless steel is hot-rolled and then rapidly cooled. Winding and forming a two-phase structure of ferrite phase and martensite phase with a large amount of carbon solid solution, followed by intermediate cold rolling with a rolling rate of 20 to 80% without subjecting the hot-rolled sheet annealing Strain is accumulated in the ferrite phase, and then annealing is performed for a long time (batch annealing) in a box furnace to recrystallize the ferrite phase in which the strain is accumulated, while simultaneously transforming the martensite phase with a large amount of carbon solid solution into ferrite.
  • Patent Document 2 “by weight%, C: 0.02 to 0.05%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5% or less, N: 0.02 to 0.05%, A steel slab having a chemical composition consisting of Cr: 15 to 18%, Al: 0.10 to 0.30%, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities is heated to 1100 to 1250 ° C., and then hot-rolled. Hot rolling is completed at a final pass outlet temperature of 950 ° C. or higher, and after hot rolling, the steel is cooled to a coiling temperature of 500 to 650 ° C. at a cooling rate of 20 to 80 ° C./s.
  • Production of a ferritic stainless steel sheet containing aluminum with excellent surface properties and excellent ridging resistance and press formability by forming a ferrite single-phase structure by subjecting the hot-rolled annealed sheet to cold rolling and finish annealing Method "is disclosed.
  • Patent Document 1 does not mention in-plane anisotropy of elongation at break.
  • it is necessary to carry out cold rolling without annealing after hot rolling, which increases the rolling load, and further requires long box annealing and two cold rolling steps. Therefore, productivity is lowered.
  • Patent Document 2 it is necessary to contain 0.10 wt% to 0.30 wt% of Al, and surface defects such as baldness caused by a large amount of Al 2 O 3 generated during casting. It was easy to occur.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned present situation, and provides stainless steel that is excellent in formability and ridging resistance and can be manufactured under high productivity, together with its manufacturing method. With the goal.
  • “Excellent formability” means that the average breaking elongation (average El) calculated by the following formula (1) in the tensile test based on JIS Z 2241 is 25% or more, calculated by the following formula (2).
  • of the elongation at break is 3.0% or less, and an average r calculated by the following equation (3) when a strain of 15% is applied in a tensile test based on JIS Z 2241 This means that the value is 0.70 or more and the in-plane anisotropy
  • excellent ridging resistance means that the ridging height measured by the method described below is 2.5 ⁇ m or less.
  • a JIS No. 5 tensile test piece is taken in parallel with the rolling direction.
  • 20% tensile strain is applied.
  • the arithmetic average waviness Wa defined by JIS B0601 (2001) is measured with a surface roughness meter in the direction perpendicular to the rolling direction on the polishing surface at the center of the parallel part of the test piece.
  • the measurement conditions are a measurement length of 16 mm, a high cut filter wavelength of 0.8 mm, and a low cut filter wavelength of 8 mm. This arithmetic mean swell is defined as the ridging height.
  • the inventors have made extensive studies.
  • the inventors have not used long-time hot-rolled sheet annealing by box annealing (batch annealing), which is generally performed at present, but short-time hot-rolled sheets using a continuous annealing furnace.
  • Intensive study was conducted on a method for ensuring excellent moldability and ridging resistance by annealing.
  • a martensite phase is generated at the time of hot-rolled sheet annealing, and cold rolling is performed in that state at the casting stage. It was found that the generated ferrite colonies can be effectively destroyed.
  • the cold-rolled sheet obtained in this manner is subjected to cold-rolled sheet annealing under appropriate conditions, and the structure of the cold-rolled annealed sheet is made into a two-phase structure composed of a martensite phase and a ferrite phase, It has been found that excellent moldability and ridging resistance can be obtained at the same time by appropriately controlling the volume ratio of the whole structure.
  • the present invention was completed after further studies based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. % By mass, C: 0.005 to 0.050%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.040% or less, S: 0.010 %: Cr: 15.5 to 18.0%, Ni: 0.01 to 1.0%, Al: 0.001 to 0.10% and N: 0.005 to 0.06%,
  • the balance consists of the component composition of Fe and inevitable impurities, Stainless steel containing a martensite phase of 1 to 10% by volume with respect to the entire structure.
  • the component composition is further one by mass selected from Cu: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 0.5%, and Co: 0.01 to 0.5%, or 2.
  • composition of the ingredients is as follows: V: 0.01 to 0.25%, Ti: 0.001 to 0.05%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ca: 0.0002 to 0 0020%, Mg: 0.0002 to 0.0050%, B: 0.0002 to 0.0050% and REM: 0.01 to 0.10% or one or more selected from The stainless steel according to 1 or 2 above.
  • the average elongation at break is 25% or more
  • of the elongation at break is 3% or less
  • the average Rankford value is 0.70 or more
  • The stainless steel according to any one of 1 to 3, wherein the ridging height is 2.5 ⁇ m or less.
  • a method for producing the stainless steel according to any one of 1 to 4 Hot rolling a steel slab comprising the component composition according to any one of 1 to 3 to obtain a hot-rolled sheet; Performing the hot-rolled sheet annealing by holding the hot-rolled sheet in a temperature range of 900 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower for 5 seconds to 15 minutes to obtain a hot-rolled annealed sheet; Cold rolling the hot-rolled annealed plate to form a cold-rolled plate;
  • a method for producing stainless steel comprising a step of performing cold-rolled sheet annealing in which the cold-rolled sheet is held at a temperature range of 850 ° C. to 950 ° C. for 5 seconds to 5 minutes.
  • the stainless steel of the present invention can be manufactured not by long-time hot-rolled sheet annealing by box annealing (batch annealing) but by short-time hot-rolled sheet annealing using a continuous annealing furnace. This is extremely advantageous.
  • the present invention will be specifically described.
  • the reason why the stainless steel of the present invention has excellent formability and ridging resistance will be described.
  • it is effective to destroy ferrite colonies that are aggregates of crystal grains having similar crystal orientations.
  • the present inventors do not perform long-time hot-rolled sheet annealing by box annealing (batch annealing) which is generally performed at present, but short-time hot-rolled sheet annealing using a continuous annealing furnace.
  • the temperature of the ferrite phase and austenite phase was raised to the two-phase temperature range during hot-rolled sheet annealing to promote recrystallization and generate an austenite phase.
  • rolling strain is effectively applied to the ferrite phase, and the ferrite colony is efficiently destroyed. I found it.
  • the present inventors heated the cold-rolled sheet thus obtained to the two-phase region of the ferrite-austenite phase to perform cold-rolled sheet annealing, so that an appropriate amount of martensite phase remained and / or. It has been found that the formation suppresses the development of texture in the excessive rolling direction, and the in-plane anisotropy of the r value and elongation at break in the final product is reduced. Moreover, it discovered that a ferrite colony could be destroyed more effectively by performing the above-mentioned cold-rolled sheet annealing and generating an austenite phase (transformation into a martensite phase after cooling) while promoting recrystallization. .
  • the inventors have conducted a detailed study on the volume ratio of the martensite phase that provides predetermined moldability and ridging resistance.
  • the volume ratio of the martensite phase in the range of 1 to 10% in terms of the volume ratio relative to the entire structure, the predetermined formability and ridging resistance characteristics can be obtained without decreasing the elongation at break due to the increase in steel sheet strength It was found that can be obtained.
  • the volume ratio of the martensite phase exceeds 10%, the steel sheet becomes hard due to excessive inclusion of the martensite phase, and a predetermined average El cannot be obtained.
  • the volume ratio of the martensite phase to the entire structure is in the range of 1 to 10%. Preferably, it is in the range of 1% to 5%. Note that the structure other than the martensite phase becomes a ferrite phase.
  • the unit of element content in the component composition is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • C: 0.005 to 0.050% C has an effect of promoting the formation of the austenite phase and expanding the two-phase temperature range of the ferrite phase and the austenite phase. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.005% or more of C. However, if the C content exceeds 0.050%, the steel sheet becomes hard and a predetermined average El cannot be obtained. Therefore, the C content is in the range of 0.005 to 0.050%. Preferably it is 0.008 to 0.025% of range. More preferably, it is in the range of 0.010 to 0.020%.
  • Si 0.01 to 1.00%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer during steel melting. In order to obtain this effect, addition of 0.01% or more of Si is necessary. However, if the Si content exceeds 1.00%, the steel sheet becomes hard and a predetermined average El cannot be obtained, and the surface scale generated during annealing becomes strong and pickling becomes difficult. Therefore, the Si content is in the range of 0.01 to 1.00%. Preferably it is 0.10 to 0.75% of range. More preferably, it is in the range of 0.10 to 0.30%.
  • Mn 0.01 to 1.0% Mn, like C, promotes the formation of an austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range of the ferrite phase and the austenite phase during annealing. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more of Mn. However, if the Mn content exceeds 1.0%, the amount of MnS produced increases and the corrosion resistance decreases. Therefore, the Mn content is in the range of 0.01 to 1.0%. Preferably, it is in the range of 0.50 to 1.0%. More preferably, it is in the range of 0.60 to 0.90%. Even more preferably, it is in the range of 0.75 to 0.85%.
  • P 0.040% or less Since P is an element that promotes grain boundary fracture due to grain boundary segregation, the lower one is desirable, and the upper limit is made 0.040%. Preferably it is 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less. In addition, although the minimum of P content is not specifically limited, From viewpoints, such as manufacturing cost, it is about 0.010%.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that exists as sulfide inclusions such as MnS and decreases ductility, corrosion resistance, etc., and particularly when the content exceeds 0.010%, their adverse effects Is noticeable.
  • the S content is desirably as low as possible, and the upper limit of the S content is 0.010%. Preferably it is 0.007% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • the minimum of S content is not specifically limited, From viewpoints, such as manufacturing cost, it is about 0.001%.
  • Cr 15.5 to 18.0% Cr is an element having an effect of improving the corrosion resistance by forming a passive film on the surface of the steel sheet. In order to acquire this effect, it is necessary to make Cr content 15.5% or more. However, if the Cr content exceeds 18.0%, the austenite phase is not sufficiently generated during annealing, and predetermined material characteristics cannot be obtained. Therefore, the Cr content is in the range of 15.5 to 18.0%. Preferably it is 16.0 to 17.5% of range. More preferably, it is in the range of 16.5 to 17.0%.
  • Ni 0.01 to 1.0% Ni, like C and Mn, promotes the formation of the austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and the austenite phase appear during annealing.
  • the Ni content needs to be 0.01% or more. However, if the Ni content exceeds 1.0%, the workability decreases. Therefore, the Ni content is in the range of 0.01 to 1.0%. Preferably it is 0.1 to 0.6% of range. More preferably, it is in the range of 0.1 to 0.4%.
  • Al 0.001 to 0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent similarly to Si.
  • the Al content needs to be 0.001% or more.
  • the Al content is in the range of 0.001 to 0.10%.
  • it is 0.001 to 0.05% of range. More preferably, it is 0.001 to 0.03%.
  • N 0.005 to 0.06%
  • N like C and Mn, promotes the formation of the austenite phase and has the effect of expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and the austenite phase appear during annealing.
  • N content 0.005% or more.
  • the N content is in the range of 0.005 to 0.06%.
  • it is 0.008 to 0.045% of range. More preferably, it is in the range of 0.010 to 0.020%.
  • stainless steel of the present invention can appropriately contain the elements described below as necessary for the purpose of improving manufacturability or material properties.
  • Cu 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 0.5%, and Co: 0.01 to 0.5%
  • Cu 0.1 to 1 0.0%, Mo: 0.1-0.5%
  • Cu and Mo are both elements that improve the corrosion resistance, and it is effective to contain them particularly when high corrosion resistance is required.
  • Cu also has the effect of promoting the formation of the austenite phase and expanding the two-phase temperature range in which the ferrite phase and austenite phase appear during annealing. Each of these effects can be obtained with a content of 0.1% or more. However, if the Cu content exceeds 1.0%, the hot workability may decrease, which is not preferable. Therefore, when Cu is contained, the content is made 0.1 to 1.0%. Preferably it is 0.2 to 0.8% of range.
  • the content is made 0.1 to 0.5%. Preferably it is 0.2 to 0.3% of range.
  • Co 0.01 to 0.5%
  • Co is an element that improves toughness. This effect is obtained by adding 0.01% or more of Co.
  • the productivity is lowered. Therefore, when Co is contained, the content is made 0.01 to 0.5%. More preferably, it is 0.02 to 0.20% of range.
  • V 0.01 to 0.25%
  • Ti 0.001 to 0.05%
  • Nb 0.001 to 0.05%
  • Ca 0.0002 to 0.0020%
  • Mg 0.0002 to One or more selected from 0.0050%
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • REM 0.01 to 0.10%
  • V 0.01 to 0.25%
  • V combines with C and N in the steel to reduce solute C and N. This improves the average r value.
  • the precipitation of carbonitrides on the hot-rolled sheet is suppressed to suppress the occurrence of linear flaws due to hot-rolling / annealing, and the surface properties are improved.
  • the V content needs to be 0.01% or more.
  • V content exceeds 0.25%, the workability is lowered and the manufacturing cost is increased. Therefore, when V is contained, the content is made 0.01 to 0.25%. Preferably it is 0.03 to 0.15% of range. More preferably, it is 0.03 to 0.05% of range.
  • Ti and Nb are elements having a high affinity with C and N, like V, and precipitate as carbides or nitrides during hot rolling, reducing the solid solution C and N in the matrix, There is an effect of improving workability after annealing. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.001% or more of Ti or 0.001% or more of Nb. However, when the Ti content or Nb content exceeds 0.05%, it is not possible to obtain good surface properties due to the precipitation of excess TiN and NbC. Therefore, when Ti is contained, the range is 0.001 to 0.05%, and when Nb is contained, the range is 0.001 to 0.05%.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.003 to 0.010%.
  • the Nb content is preferably in the range of 0.005 to 0.020%. More preferably, it is in the range of 0.010 to 0.015%.
  • Ca 0.0002 to 0.0020%
  • Ca is an effective component for preventing nozzle clogging due to crystallization of Ti-based inclusions that are likely to occur during continuous casting. In order to acquire the effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, if the Ca content exceeds 0.0020%, CaS is generated and the corrosion resistance decreases. Therefore, when it contains Ca, it is set as 0.0002 to 0.0020% of range.
  • the range is preferably 0.0005 to 0.0015. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0010%.
  • Mg 0.0002 to 0.0050%
  • Mg is an element that has an effect of improving hot workability. In order to acquire this effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, when the Mg content exceeds 0.0050%, the surface quality deteriorates. Therefore, when Mg is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0035% of range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • B 0.0002 to 0.0050%
  • B is an element effective for preventing embrittlement at low temperature secondary work. In order to acquire this effect, 0.0002% or more needs to be contained. However, when the B content exceeds 0.0050%, the hot workability decreases. Therefore, when B is contained, the content is made 0.0002 to 0.0050%. Preferably it is 0.0005 to 0.0035% of range. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.0020%.
  • REM 0.01-0.10% REM (Rare Earth Metals) is an element that improves oxidation resistance, and in particular, has an effect of suppressing the formation of an oxide film at the weld and improving the corrosion resistance of the weld. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more of REM. However, when the REM content exceeds 0.10%, productivity such as pickling properties during cold rolling annealing is reduced. Moreover, since REM is an expensive element, excessive addition causes an increase in manufacturing cost, which is not preferable. Therefore, when REM is contained, the content is made 0.01 to 0.10%.
  • components other than the above among the component composition in the present invention are Fe and inevitable impurities.
  • Molten steel having the above composition is melted by a known method such as a converter, electric furnace, vacuum melting furnace or the like, and a steel material (slab) is obtained by a continuous casting method or an ingot-bundling method.
  • the slab is heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or directly hot-rolled as cast without heating to form a hot-rolled sheet.
  • hot-rolled sheet annealing is performed by holding the hot-rolled sheet at a temperature of 900 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower, which is a two-phase region temperature of the ferrite phase and austenite phase, for 5 seconds to 15 minutes.
  • the hot-rolled annealed sheet is pickled as necessary, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet. Then, cold-rolled sheet annealing is performed on the cold-rolled sheet to obtain a cold-rolled annealed sheet. Furthermore, it pickles as needed with respect to a cold-rolled annealing board, and is set as a product.
  • the cold rolling is preferably performed at a rolling reduction of 50% or more from the viewpoints of stretchability, bendability, press formability, and shape correction.
  • cold rolling and annealing may be repeated twice or more.
  • Cold-rolled sheet annealing is performed by holding at a temperature of 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower for 5 seconds to 5 minutes.
  • BA annealing (bright annealing) may be performed.
  • grinding or polishing may be performed.
  • Hot-rolled sheet annealing conditions maintained at a temperature of 900 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower for 5 seconds to 15 minutes Hot-rolled sheet annealing is an extremely important step for obtaining excellent moldability and ridging resistance characteristics of the present invention.
  • the holding temperature in hot-rolled sheet annealing is less than 900 ° C., sufficient recrystallization does not occur and the ferrite single-phase region is obtained, so that the effects of the present invention that are manifested by two-phase region annealing may not be obtained.
  • the holding temperature exceeds 1050 ° C.
  • the volume ratio of the martensite phase generated after the hot-rolled sheet annealing is reduced, so the concentration effect of rolling strain on the ferrite phase in the subsequent cold rolling is reduced, The destruction of the ferrite colony becomes insufficient, and the predetermined ridging resistance characteristic may not be obtained.
  • the holding time is less than 5 seconds, even if annealing is performed at a predetermined temperature, generation of austenite phase and recrystallization of the ferrite phase do not occur sufficiently, so that desired formability may not be obtained.
  • the hot-rolled sheet annealing is held at a temperature of 900 ° C. or higher and 1050 ° C. or lower for 5 seconds to 15 minutes.
  • the temperature is maintained at 920 ° C. or higher and 1030 ° C. or lower for 15 seconds to 3 minutes.
  • Cold-rolled sheet annealing conditions Hold for 5 seconds to 5 minutes at a temperature of 850 to 950 ° C.
  • Cold-rolled sheet annealing recrystallizes the ferrite phase formed by hot-rolled sheet annealing and sets the volume ratio of the martensite phase in the final product. This is an important process for adjusting to the range. If the holding temperature in cold-rolled sheet annealing is less than 850 ° C., recrystallization does not occur sufficiently and the predetermined average El and average r value cannot be obtained. On the other hand, when the holding temperature exceeds 950 ° C., the martensite phase is excessively generated, the steel plate becomes hard, and a predetermined average El cannot be obtained.
  • the holding time is less than 5 seconds, the ferrite phase is not sufficiently recrystallized even if annealing is performed at a predetermined temperature, so that the predetermined average El and average r value cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 5 minutes, the crystal grains become extremely coarse and the glossiness of the steel sheet is lowered, which is not preferable from the viewpoint of surface beauty. Therefore, cold-rolled sheet annealing is held at a temperature of 850 to 950 ° C. for 5 seconds to 5 minutes.
  • the temperature is maintained at 880 ° C. to 940 ° C. for 15 seconds to 3 minutes.
  • cold-rolled sheet annealing (cold-rolled sheet annealing) is performed under the conditions shown in Table 2, and descaling by pickling is performed to obtain a cold-rolled annealed sheet It was. The following evaluation was performed on the cold-rolled annealed sheet thus obtained.
  • Microstructure observation / volume ratio of martensite phase A test piece for cross-sectional observation was prepared from a cold-rolled annealed plate, etched with aqua regia, and then observed with an optical microscope. After distinguishing the martensite phase and the ferrite phase from the structure shape and the etching strength, the volume ratio of the martensite phase was calculated by image processing. Observation was carried out for 10 fields of view at a magnification of 100 times, and the average value was taken as the volume ratio of the martensite phase. The structure other than the martensite phase was a ferrite phase.
  • the JIS No. 13B tensile test piece is set so that the direction parallel to the rolling direction (L direction), 45 ° (D direction), and right angle (C direction) is the longitudinal direction of the test piece.
  • the r values (r L , r D , r C ) in each direction when a 15% strain was applied in a tensile test based on JIS Z 2241 were obtained.
  • r L , r D , and r C are average rankford values (average r values) in the L direction, the D direction, and the C direction, respectively.
  • the arithmetic average waviness Wa defined by JIS B 0601 (2001) is measured at a measurement length of 16 mm, Measurement was performed at a high cut filter wavelength of 0.8 mm and a low cut filter wavelength of 8 mm.
  • Wa is 2.0 ⁇ m or less, it is passed with excellent ridging characteristics ( ⁇ ), when it is more than 2.0 ⁇ m and less than 2.5 ⁇ m, it is passed (O), and when it is more than 2.5 ⁇ m, it is rejected ( ⁇ ). did.
  • the stainless steel obtained by the present invention is particularly suitable for application to press-formed products mainly composed of overhangs and squeezing and applications requiring high surface aesthetics, such as kitchen utensils and tableware.

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Abstract

　質量％で、Ｃ:０．００５～０．０５０％、Ｓｉ:０．０１～１．００％、Ｍｎ:０．０１～１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１％以下、Ｃｒ:１５．５～１８．０％、Ｎｉ:０．０１～１．０％、Ａｌ:０．００１～０．１０％およびＮ:０．００５～０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成とし、組織全体に対する体積率で１～１０％のマルテンサイト相を含有させることにより、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、高い生産性の下に製造すること可能なステンレス鋼を提供する。

Description

ステンレス鋼およびその製造方法
　本発明は、ステンレス鋼、特には成形性および耐リジング特性に優れたステンレス鋼に関するものである。
　ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼は、経済的で耐食性に優れているため、家電製品、厨房機器などに使用されている。近年では磁性があることから、ＩＨ（誘導加熱）方式に対応できる調理器具への適用が増えている。鍋などの調理器具は張出し加工や絞り加工により成形されることが多く、所定の形状に成形するためには十分な伸びおよび平均ランクフォード値（（圧延平行方向のｒ値＋２×圧延４５°方向のｒ値＋圧延直角方向のｒ値）÷４、以下、平均r値と表記する場合がある）が必要となる。
　張出し成形や絞り成形を行った場合、鋼板の材質の異方性が小さいことが重要となる。例えば、張出し成形した場合、鋼板の平均破断伸び（（圧延平行方向の破断伸び＋２×圧延４５°方向の破断伸び＋圧延直角方向の破断伸び）÷４、以下、平均Ｅｌと表記する場合がある）が大きかったとしても、その成形限界は鋼板のもっとも破断伸びが低い方向の破断伸びに律速される。このため、張出し成形を安定して実施するためには破断伸びの面内異方性（（圧延平行方向の破断伸び－２×圧延４５°方向の破断伸び＋圧延直角方向の破断伸び）÷２の絶対値、以下｜ΔＥｌ｜と表記する場合がある）が小さいことが求められる。
　また、絞り加工においては、鋼板のr値の面内異方性（（圧延平行方向のｒ値－２×圧延４５°方向のｒ値＋圧延直角方向のｒ値）÷２の絶対値、以下｜Δｒ｜と表記する場合がある）に起因した耳が発生する。耳は｜Δｒ｜が大きい鋼板ほど大きくなる。このため、｜Δｒ｜が大きい鋼板を絞り加工する場合には、プレス成形前のブランク径を大きくする必要が生じ、製造歩留まりが低下するという問題がある。その故、｜Δｒ｜が小さいことが求められる。
　一方、調理鍋などは表面外観も商品価値を大きく左右する。通常、フェライト系ステンレス鋼を成形するとリジングと呼ばれる表面凹凸が形成され、成形後の表面外観が悪化する。過度なリジングが発生した場合、成形後に凹凸を除去する研磨工程が必要となり、製造コストが増加するという課題がある。そのためリジングが小さいことが求められる。リジングは、類似の結晶方位を有するフェライト粒の集合体（以下、フェライトコロニーもしくはコロニーと表記する場合がある）に起因する。鋳造時に生成する粗大な柱状晶組織が熱間圧延によって展伸し、展伸した粒あるいは粒群が熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板焼鈍を経た後にも残存することにより、コロニーが形成されると考えられている。
　上記の課題に対して、例えば特許文献１では、「γｍａｘが２０以上７０未満であるフェライト系ステンレス鋼のスラブに熱間圧延を施した後急冷し、得られた熱延板を６００℃未満で巻き取り、フェライト相と炭素固溶量の多いマルテンサイト相の２相組織とした後、熱延板焼鈍を施すことなく、２相組織のまま圧延率２０～８０％の中間冷間圧延を行ってフェライト相に歪を蓄積し、その後、箱型炉による長時間の焼鈍（バッチ焼鈍）を施し、歪が蓄積されたフェライト相を再結晶させると同時に炭素固溶量の多いマルテンサイト相をフェライト相へ再結晶させて集合組織をランダム化した後、さらに仕上げ冷間圧延と再結晶焼鈍を行うことによりフェライト単相組織とし、加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を得る製造方法」が開示されている。ここで、γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５０Ｎｂ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９である。なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＡｌおよびＮは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
　また、特許文献２では、「重量％で、Ｃ：０．０２～０．０５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０２～０．０５％、Ｃｒ：１５～１８％、Ａｌ：０．１０～０．３０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る化学組成を有する鋼片を、１１００～１２５０℃に加熱後、熱間圧延を実施し、最終パス出側温度９５０℃以上で熱間圧延を終了し、熱間圧延後、２０～８０℃／ｓの冷却速度で５００～６５０℃の巻取温度まで冷却して、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織からなり、かつ体積率で１０～２０％のマルテンサイトを有する熱延板とし、得られた熱延板に引き続き８５０～９８０℃の温度範囲で１８０～３００秒の焼鈍を行い、次いで１５℃／秒以上の冷却速度で急冷する熱延板焼鈍を施し、さらに該熱延焼鈍板に冷間圧延そして仕上げ焼鈍を施すことによりフェライト単相組織とすることにより、耐リジング特性、プレス成形性に優れ、表面性状の良好なアルミニウム含有フェライト系ステンレス鋼板を得る製造方法」が開示されている。
特許４７４４０３３号公報 特開平９－１１１３５４号公報
　しかし、特許文献１の方法では、破断伸びの面内異方性については一切言及されていない。また、鋼板の製造に際して、熱間圧延後に焼鈍を施さずに冷間圧延を実施する必要があるため、圧延負荷が増加し、さらに長時間の箱焼鈍と２回の冷間圧延工程を必要とするため、生産性が低くなってしまう。
　また、特許文献２に記載の方法では、０．１０重量％～０．３０重量％のＡｌを含有する必要があり、鋳造時に生成した多量のＡｌ2Ｏ3に起因したヘゲなどの表面欠陥が発生しやすかった。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、高い生産性の下に製造することが可能なステンレス鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
　なお、「優れた成形性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験において以下の（１）式により算出される平均破断伸び（平均Ｅｌ）が２５％以上、次の（２）式により算出される破断伸びの面内異方性｜ΔＥｌ｜が３．０％以下、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験において１５％のひずみを付与した際に以下の（３）式により算出される平均ｒ値が０．７０以上、および以下の（４）式により算出されるr値の面内異方性｜Δｒ｜が０．３０以下であることを意味する。
　　平均Ｅｌ＝（ＥｌL＋２×ＥｌD＋ＥｌC）／４　　　　（１）
　　｜ΔＥｌ｜＝｜（ＥｌL－２×ＥｌD＋ＥｌC）／２｜　（２）
　　平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４　　　　　　　（３）
　　｜Δｒ｜＝｜（ｒL－２×ｒD＋ｒC）／２｜　　　　　（４）
　ここで、ＥｌLおよびｒLは圧延方向に平行な方向で採取した試験片から得られた破断伸びおよびｒ値、ＥｌDおよびｒDは圧延方向に対して４５°の方向で採取した試験片から得られた破断伸びおよびｒ値、ＥｌCおよびｒCは圧延直角方向で採取した試験片から得られた破断延びおよびｒ値である。
　また、「優れた耐リジング特性」とは、次に述べる方法で測定したリジング高さが２．５μｍ以下であることを意味する。リジング高さの測定は、まず、圧延方向に平行にＪＩＳ ５号引張試験片を採取する。次いで、採取した試験片の表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、２０％の引張ひずみを付与する。次いで、試験片の平行部中央の研磨面で、圧延方向に直角の方向に、表面粗度計でＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねりＷａを測定する。測定条件は、測定長１６ｍｍ、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍである。この算術平均うねりをリジング高さとする。
　上記課題を解決するため、発明者ら鋭意検討を重ねた。特に、発明者らは、生産性を高めるべく、現在一般的に行われている箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保する方法について、鋭意検討を重ねた。
　その結果、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍を行う場合であっても、熱延板焼鈍時にマルテンサイト相を生成させ、その状態で冷間圧延を施すことによって、鋳造段階で生成したフェライトコロニーを効果的に破壊できることを見出した。
　さらに、このようにして得られた冷延板を、適正な条件の下、冷延板焼鈍し、冷延焼鈍板の組織をマルテンサイト相とフェライト相からなる２相組織とし、マルテンサイト相の組織全体に対する体積率を適正に制御することで、優れた成形性と耐リジング特性が同時に得られることを見出した。
　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:０．００５～０．０５０％、Ｓｉ:０．０１～１．００％、Ｍｎ:０．０１～１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ｃｒ:１５．５～１８．０％、Ｎｉ:０．０１～１．０％、Ａｌ:０．００１～０．１０％およびＮ:０．００５～０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
　組織全体に対する体積率で１～１０％のマルテンサイト相を含む、ステンレス鋼。
２．前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ:０．１～１．０％、Ｍｏ:０．１～０．５％およびＣｏ:０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のステンレス鋼。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、Ｖ:０．０１～０．２５％、Ｔｉ:０．００１～０．０５％、Ｎｂ:０．００１～０．０５％、Ｃａ:０．０００２～０．００２０％、Ｍｇ:０．０００２～０．００５０％、Ｂ:０．０００２～０．００５０％およびＲＥＭ:０．０１～０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載のステンレス鋼。
４．平均破断伸びが２５％以上、破断伸びの面内異方性｜ΔＥｌ｜が３％以下、平均ランクフォード値が０．７０以上、ランクフォード値の面内異方性｜Δｒ｜が０．３０以下、およびリジング高さが２．５μｍ以下である、前記１～３のいずれかに一項に記載のステンレス鋼。
５．前記１～４のいずれか一項に記載のステンレス鋼を製造するための方法であって、
　前記１～３のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
　前記熱延板を９００℃以上１０５０℃以下の温度範囲で５秒～１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
　前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
　前記冷延板を８５０℃以上９５０℃以下の温度範囲で５秒～５分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、ステンレス鋼の製造方法。
　本発明によれば、成形性および耐リジング特性に優れるステンレス鋼を得ることができる。
　また、本発明のステンレス鋼は、箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により製造することができるできるので、生産性の面で極めて有利である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明のステンレス鋼が、優れた成形性と耐リジング特性を有する理由について説明する。
　ステンレス鋼の耐リジング特性を向上させるためには、類似した結晶方位を有する結晶粒の集合体であるフェライトコロニーを破壊することが有効である。
　本発明者らは、生産性の観点から、現在一般的に行われている箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保すべく検討を重ねたところ、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域まで昇温して再結晶を促進させるとともにオーステナイト相を生成させ、熱延板焼鈍後に一定量のマルテンサイト相を確保し、この状態で冷間圧延することにより、フェライト相に圧延ひずみが効果的に付与され、フェライトコロニーが効率的に破壊されることを見出した。
　さらに、本発明者らは、このようにして得られた冷延板に、フェライト－オーステナイト相の二相域にまで加熱して冷延板焼鈍を行って、マルテンサイト相を適量残存および／または生成させることで、過度の圧延方向への集合組織の発達が抑制され、最終製品におけるｒ値および破断伸びの面内異方性が小さくなることを見出した。また、上記のような冷延板焼鈍を行って、再結晶を促進させつつオーステナイト相（冷却後にマルテンサイト相へと変態）を生成させることで、フェライトコロニーをさらに効果的に破壊できることを見出した。
　しかし、マルテンサイト相の体積率が一定以上に多くなった場合、強度が上昇し、破断伸びが著しく低下する。そこで発明者らは、所定の成形性および耐リジング特性が得られるマルテンサイト相の体積率について詳細な検討を行った。
　その結果、マルテンサイト相の体積率を組織全体に対する体積率で１～１０％の範囲に制御することにより、鋼板強度の上昇による破断伸びの低下を伴うことなく、所定の成形性および耐リジング特性が得られることを見出したのである。
　冷延板焼鈍では、冷間圧延によってひずみが導入されたフェライト相およびマルテンサイト相の再結晶が生じる。ここでは、上述したように、冷延板焼鈍において、熱延板焼鈍によって生成したマルテンサイト相を適量残存させる、あるいは適量のオーステナイト相（冷却後にマルテンサイト相へ変態する）を生成させることが重要である。
　すなわち、冷延板焼鈍時に適量のマルテンサイト相あるいはオーステナイト相が存在することによって、フェライト結晶粒の圧延平行方向への優先的な成長が抑制される。この効果を得るためには、最終製品において、組織全体に対する体積率で１％以上のマルテンサイト相を含有させる必要がある。一方、マルテンサイト相の体積率が１０％を超えると、過度のマルテンサイト相の含有によって鋼板が硬質化し、所定の平均Ｅｌを得ることができない。そのため、マルテンサイト相の組織全体に対する体積率は１～１０％の範囲とする。好ましくは１％～５％の範囲である。なお、マルテンサイト相以外の組織は、フェライト相となる。
　次に、本発明のステンレス鋼における成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．００５～０．０５０％
　Ｃは、オーステナイト相の生成を促進し、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果を得るためには、Ｃの０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると鋼板が硬質化し、所定の平均Ｅｌが得られない。そのため、Ｃ含有量は０．００５～０．０５０％の範囲とする。好ましくは０．００８～０．０２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０～０．０２０％の範囲である。
Ｓｉ：０．０１～１．００％
　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、Ｓｉの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板が硬質化し所定の平均Ｅｌが得られないことに加え、焼鈍時に生成する表面スケールが強固となり、酸洗が困難となるため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％の範囲とする。好ましくは０．１０～０．７５％の範囲である。さらに好ましくは０．１０～０．３０％の範囲である。
Ｍｎ：０．０１～１．０％
　ＭｎはＣと同様にオーステナイト相の生成を促進し、焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の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、Ｍｎの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎ含有量が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含有量は０．０１～１．０％の範囲とする。好ましくは０．５０～１．０％の範囲である。さらに好ましくは０．６０～０．９０％の範囲である。よりさらに好ましくは０．７５～０．８５％の範囲である。
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ため低い方が望ましく、上限を０．０４０％とする。好ましくは０．０３０％以下である。さらに好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．０１０％程度である。
Ｓ：０．０１０％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０．０１０％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含有量は極力低い方が望ましく、Ｓ含有量の上限は０．０１０％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。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．００１％程度である。
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。この効果を得るためにはＣｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５～１８．０％の範囲とする。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。
Ｎｉ：０．０１～１．０％
　Ｎｉは、Ｃ、Ｍｎと同様にオーステナイト相の生成を促進し、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、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると加工性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１～１．０％の範囲とする。好ましくは０．１～０．６％の範囲である。さらに好ましくは０．１～０．４％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、Ａｌの０．００１％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が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含有量は０．００１～０．１０％の範囲とする。好ましくは０．００１～０．０５％の範囲である。さらに好ましくは０．００１～０．０３％の範囲である。
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、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含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、Ｎ含有量が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を招く。そのため、Ｎ含有量は０．００５～０．０６％の範囲とする。好ましくは０．００８～０．０４５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０～０．０２０％の範囲である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明のステンレス鋼では、製造性あるいは材料特性を向上させる目的で、必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．１～０．５％およびＣｏ：０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｍｏ：０．１～０．５％
　ＣｕおよびＭｏはいずれも耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Ｃｕにはオーステナイト相の生成を促進し、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。これらの効果はそれぞれ０．１％以上の含有で得られる。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％の範囲とする。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。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られなくなり好ましくない。そのため、Ｍｏを含有する場合は０．１～０．５％の範囲とする。好ましくは０．２～０．３％の範囲である。
Ｃｏ：０．０１～０．５％
　Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果はＣｏの０．０１％以上の添加によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．５％を超えると製造性を低下させる。そのため、Ｃｏを含有する場合は０．０１～０．５％の範囲とする。さらに好ましくは０．０２～０．２０％の範囲である。
Ｖ：０．０１～０．２５％、Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、Ｃａ:０．０００２～０．００２０％、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％、Ｂ：０．０００２～０．００５０％および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％
　Ｖは、鋼中のＣおよびＮと結合して、固溶Ｃ、Ｎを低減する。これにより、平均ｒ値を向上させる。さらに、熱延板での炭窒化物の析出を抑制して熱延・焼鈍起因の線状疵の発生を抑制し、表面性状を改善する。これらの効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１～０．２５％の範囲とする。好ましくは０．０３～０．１５％の範囲である。さらに好ましくは０．０３～０．０５％の範囲である。
Ｔｉ：０．００１～０．０５％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％
　ＴｉおよびＮｂは、Ｖと同様に、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、冷延板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、０．００１％以上のＴｉあるいは０．００１％以上のＮｂを含有させる必要がある。しかし、Ｔｉ含有量あるいはＮｂ含有量が０．０５％を超えると、過剰なＴｉＮおよびＮｂＣの析出により良好な表面性状を得ることができない。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１～０．０５％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１～０．０５％の範囲とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００３～０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．００５～０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０～０．０１５％の範囲である。
Ｃａ:０．０００２～０．００２０％
　Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系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。そ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、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は:０．０００２～０．００２０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００１５の範囲である。さらに好ましくは０．０００５～０．００１０％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含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２～０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５～０．００２０％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含有量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２～０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５～０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５～０．００２０％の範囲である。
ＲＥＭ：０．０１～０．１０％
　ＲＥＭ（Rare Earth Metals）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、ＲＥＭの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、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。
　以上、本発明のステンレス鋼における成分組成について説明した。
　なお、本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明のステンレス鋼の製造方法について説明する。
　上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、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１～２４時間加熱するか、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。
　その後、熱延板をフェライト相とオーステナイト相の二相域温度となる９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒～１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする。次いで、熱延焼鈍板に対して、必要に応じて酸洗を施したのち、冷間圧延を施して冷延板とする。その後、冷延板に対して冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする。さらに、冷延焼鈍板に対して必要に応じて酸洗を施し、製品とする。
　ここで、冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが好ましい。また、本発明では、冷間圧延－焼鈍を２回以上繰り返しても良い。また、冷延板焼鈍は、８５０℃以上９５０℃以下の温度で５秒～５分間保持することにより行う。より光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
　なお、さらに表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。
　以下、上記した製造条件のうち、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍条件の限定理由について、説明する。
熱延板焼鈍条件：９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒～１５分間保持
　熱延板焼鈍は本発明が優れた成形性および耐リジング特性を得るために極めて重要な工程である。熱延板焼鈍における保持温度が９００℃未満では十分な再結晶が生じないうえ、フェライト単相域となるため、二相域焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない場合がある。一方、保持温度が１０５０℃を超えると、熱延板焼鈍後によって生成するマルテンサイト相の体積率が減少するために、その後の冷間圧延におけるフェライト相への圧延ひずみの集中効果が低減し、フェライトコロニーの破壊が不十分となり、所定の耐リジング特性が得られない場合がある。
　また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもオーステナイト相の生成とフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所望の成形性が得られない場合がある。一方、保持時間が１５分を超えるとオーステナイト相中へのＣ濃化が助長され、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が過剰に生成し熱延板靭性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍は、９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒～１５分間保持するものとする。好ましくは、９２０℃以上１０３０℃以下の温度で１５秒～３分間保持する。
冷延板焼鈍条件：８５０～９５０℃の温度で５秒～５分間保持
　冷延板焼鈍は熱延板焼鈍で形成したフェライト相を再結晶させるとともに、最終製品におけるマルテンサイト相の体積率を所定の範囲に調整するために重要な工程である。冷延板焼鈍における保持温度が８５０℃未満では再結晶が十分に生じず所定の平均Ｅｌおよび平均ｒ値を得ることができない。一方、保持温度が９５０℃を超えた場合、マルテンサイト相が過剰に生成して鋼板が硬質化し所定の平均Ｅｌを得ることができない。
　また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所定の平均Ｅｌおよび平均ｒ値を得ることができない。一方、保持時間が５分を超えると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の光沢度が低下するため表面美麗性の観点で好ましくない。そのため、冷延板焼鈍は８５０～９５０℃の温度で５秒～５分間保持とする。好ましくは、８８０℃～９４０℃で１５秒～３分間保持である。
　表１に示す成分組成を有する鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉にて溶製した。これらの鋼塊を１１５０℃で１ｈ加熱後、熱間圧延を施して３.０ｍｍ厚の熱延板とした。熱間圧延後は６００℃まで水冷した後に空冷した。次いで、これらの熱延板に表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と酸洗による脱スケールを行った。さらに、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延した後、表２に記載の条件で冷延板焼鈍（冷延板焼鈍）を行い、酸洗による脱スケール処理を行って、冷延焼鈍板を得た。
　かくして得られた冷延焼鈍板について以下の評価を行った。
（１）組織観察
・マルテンサイト相の体積率
　冷延焼鈍板から断面観察用の試験片を作製し、王水によるエッチング処理を施してから、光学顕微鏡による観察を行った。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を区別した後、画像処理によりマルテンサイト相の体積率を算出した。観察は１０視野について倍率１００倍で実施し、その平均値をマルテンサイト相の体積率とした。なお、マルテンサイト相以外の組織はフェライト相であった。
（２）成形性の評価
・平均破断伸び（平均Ｅｌ）および破断伸びの面内異方性｜ΔＥｌ｜
　冷延焼鈍板から、圧延方向に対して平行（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）、直角（Ｃ方向）となる方向がそれぞれ試験片の長手方向となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、破断伸びを測定した。
　そして、以下の式を用いて平均破断伸び（平均Ｅｌ）を算出し、２５％以上の場合を合格（○）、２５％未満の場合を不合格（×）とした。
　　平均Ｅｌ＝（ＥｌL＋２×ＥｌD＋ＥｌC）／４
　次に、以下の式を用いて｜ΔＥｌ｜を算出し、３．０％以下の場合を合格（○）、３．０％超の場合を不合格（×）とした。
　　｜ΔＥｌ｜＝｜（ＥｌL－２×ＥｌD＋ＥｌC）／２｜
・平均ｒ値およびｒ値の面内異方性｜Δｒ｜
　冷延焼鈍板から、圧延方向に対して平行（Ｌ方向）、４５°（Ｄ方向）、直角（Ｃ方向）となる方向がそれぞれ試験片の長手方向となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験において１５％のひずみを付与した際の各方向のｒ値（ｒL、ｒD、ｒC）を求めた。ここで、ｒL、ｒD、ｒCはそれぞれ、Ｌ方向、Ｄ方向、Ｃ方向の平均ランクフォード値（平均ｒ値）である。
　ついで、以下の式により平均ｒ値を求め、この平均ｒ値が０．７０以上の場合を合格（○）、０．７０未満の場合を不合格（×）とした。
　　平均ｒ値＝（ｒL＋２×ｒD＋ｒC）／４
　また、以下の式により｜Δｒ｜を算出し、この｜Δｒ｜が０．３０以下の場合を合格（○）、０．３０超の場合を不合格（×）とした。
　　｜Δｒ｜＝｜（ｒL－２×ｒD＋ｒC）／２｜
（３）耐リジング特性の評価
　冷延焼鈍板から、圧延方向に平行な方向が試験片の長手となるようにＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、その表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、２０％の引張ひずみを付与した。その後、その試験片の平行部中央の研磨面で圧延方向に直角の方向に、表面粗度計を用いて、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねりＷａを、測定長１６ｍｍ、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍで測定した。Ｗａが２．０μｍ以下の場合を特に優れた耐リジング特性で合格（◎）、２．０μｍ超２．５μｍ以下の場合を合格（○）、２．５μｍ超の場合を不合格（×）とした。
（４）耐食性の評価
　冷延焼鈍板から、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後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈ、相対湿度≧９５％）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を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００［％］）を算出した。発錆率が１０％以下を特に優れた耐食性で合格（◎）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
　上記（１）～（４）の評価結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、発明例ではいずれも、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、耐食性についても優れていることが分かる。
　特に、Ｃｕを０．３２％含有したNo.3（鋼ＡＣ）、Ｍｏを０．２１％含有したNo.5（鋼ＡＥ）、Ｃｒを１７．８％含有したNo.11（鋼ＡＫ）、およびＮを０．０２０％以下に抑制したNo.15～19（鋼ＡＯ～ＡＳ）では、塩水噴霧サイクル試験後の発錆率が１０％以下となっており、耐食性が一層向上していることがわかる。
　一方、Ｃ含有量が適正範囲を上回るNo.20（鋼ＢＡ）では、所定の平均Ｅｌおよび耐食性が得られなかった。Ｃｒ含有量が適正範囲を上回るNo.21（鋼ＢＢ）では、マルテンサイト相の体積率が適正範囲を下回るために、所定の｜ΔＥｌ｜、｜Δｒ｜および耐リジング特性が得られなかった。Ｃｒ含有量が適正範囲を下回るNo.22（鋼ＢＣ）では、所定の耐食性が得られなかった。
　熱延板焼鈍の保持温度が適正範囲を下回るNo.23（鋼ＡＡ）では、マルテンサイト相の体積率が適正範囲を下回るために、所定の｜ΔＥｌ｜、｜Δｒ｜および耐リジング特性が得られなかった。熱延板焼鈍の保持温度が適正範囲を上回るNo.24（鋼ＡＡ）では、マルテンサイト相の体積率が適正範囲を下回るために、所定の｜ΔＥｌ｜、平均r値、｜Δｒ｜および耐リジング特性が得られなかった。冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を下回るNo.25（鋼ＡＡ）では、再結晶が十分に生じず、所定の平均Ｅｌ、｜ΔＥｌ｜、平均r値、｜Δｒ｜および耐リジング特性が得られなかった。冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を上回るNo.26（鋼ＡＡ）では、マルテンサイト相の体積率が適正範囲を上回るために、所定の平均Ｅｌおよび平均r値が得られなかった。
　以上のことから、本発明に従えば、優れた耐リジング特性および成形性を有し、さらには耐食性にも優れるステンレス鋼が得られることがわかる。
　本発明により得られるステンレス鋼は、張出しや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の適用に特に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ:０．００５～０．０５０％、Ｓｉ:０．０１～１．００％、Ｍｎ:０．０１～１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ｃｒ:１５．５～１８．０％、Ｎｉ:０．０１～１．０％、Ａｌ:０．００１～０．１０％およびＮ:０．００５～０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
    　組織全体に対する体積率で１～１０％のマルテンサイト相を含む、ステンレス鋼。
  2. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ:０．１～１．０％、Ｍｏ:０．１～０．５％およびＣｏ:０．０１～０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のステンレス鋼。
  3. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Ｖ:０．０１～０．２５％、Ｔｉ:０．００１～０．０５％、Ｎｂ:０．００１～０．０５％、Ｃａ:０．０００２～０．００２０％、Ｍｇ:０．０００２～０．００５０％、Ｂ:０．０００２～０．００５０％およびＲＥＭ:０．０１～０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載のステンレス鋼。
  4. 　平均破断伸びが２５％以上、破断伸びの面内異方性｜ΔＥｌ｜が３％以下、平均ランクフォード値が０．７０以上、ランクフォード値の面内異方性｜Δｒ｜が０．３０以下、およびリジング高さが２．５μｍ以下である、請求項１～３のいずれかに一項に記載のステンレス鋼。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のステンレス鋼を製造するための方法であって、
    　請求項１～３のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
    　前記熱延板を９００℃以上１０５０℃以下の温度範囲で５秒～１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
    　前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
    　前記冷延板を８５０℃以上９５０℃以下の温度範囲で５秒～５分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、ステンレス鋼の製造方法。
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