WO2020080015A1 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2020080015A1
WO2020080015A1 PCT/JP2019/036345 JP2019036345W WO2020080015A1 WO 2020080015 A1 WO2020080015 A1 WO 2020080015A1 JP 2019036345 W JP2019036345 W JP 2019036345W WO 2020080015 A1 WO2020080015 A1 WO 2020080015A1
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cold
carbonitrides
less
rolled
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正崇 吉野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent formability, particularly stretch formability, and a method for producing the same.
  • SUS430 (16-18 mass% Cr) based ferritic stainless steel sheet is economical and has excellent corrosion resistance, so it has been applied to various applications such as building materials, transportation equipment, home appliances, kitchen equipment and automobile parts. , Its scope of application has expanded further in recent years.
  • Patent Document 1 Mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005% or less, Ti: 0.005% or less, Cr: 11 to 30% or less, Ni: 0.7% or less, and N so as to satisfy 0.06 ⁇ (C + N) ⁇ 0.12 and 1 ⁇ N / C in relation to the C content, and further V It is contained so as to satisfy 1.5 ⁇ 10 ⁇ 3 ⁇ (V ⁇ N) ⁇ 1.5 ⁇ 10 ⁇ 2 in relation to the N content, and is excellent in moldability characterized by being composed of the balance Fe and inevitable impurities. Ferritic stainless steel plate. " Is disclosed.
  • Patent Document 2 Mass%, C: 0.010 to 0.045%, N: 0.01 to 0.05%, Mn: 1% or less, Cr: 13 to 20%, Al: 0.01% or less, and C and N of Cr carbonitride It contains such that the volume ratio v is 0.09% or less, further contains Si: 0.4% or less, P: 0.05% or less, S: 0.010% or less, and has a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and further contains ferrite.
  • press forming is roughly classified into four types of forming modes such as overhang forming, deep drawing forming, stretch flange forming and bending forming.
  • members whose molding mode in press molding is mainly overhang molding for example, exterior members such as exhaust hoods, outdoor hoods of round louvers used for ventilation openings, etc., and design or functionality by embossing
  • the application of ferritic stainless steel to interior panel members, etc. which is aimed at improving Therefore, it is desired to develop a ferritic stainless steel sheet having excellent stretch formability that can be processed into such a member shape.
  • Patent Document 3 % By mass, C: 0.005-0.025%, Si: 0.02-0.50%, Mn: 0.55-1.00%, P: 0.04% or less, S: 0.0. 01% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Cr: 15.5 to 18.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, N: 0.005 to 0.025% ,
  • the balance consists of Fe and unavoidable impurities, the breaking elongation is 28% or more, the average r value is 0.75 or more, and the minimum value of the maximum logarithmic strain of the forming limit based on FLD (forming limit diagram) is 0.
  • a ferritic stainless steel plate that is 15 or more. Was developed. As a result, compared with the ferritic stainless steel sheets disclosed in Patent Documents 1 and 2, it is possible to obtain a ferritic stainless steel sheet having significantly improved stretch formability.
  • the present invention was developed in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent stretch formability together with its advantageous manufacturing method.
  • sufficient corrosion resistance means that a salt spray cycle test specified in JIS H8502 is performed by salt spray (35 ° C, 5 mass% NaCl, spray time: 2 hours) ⁇ dry (60 ° C, relative humidity 40). %, Retention time: 4 hours) ⁇ wetting (50 ° C., relative humidity ⁇ 95%, retention time: 2 hours) as one cycle, and the rust area ratio on the steel plate surface (rust on the steel plate surface) (Area / total area of steel plate surface) ⁇ 100 (%)) is 25% or less.
  • excellent overhang formability means a forming limit determined based on a forming limit diagram (Forming Limit Di * gram, hereinafter also referred to as FLD) measured according to ISO12004-2: 2008. It means that the minimum value of the maximum logarithmic distortion is 0.20 or more.
  • FLD Forming Limit Di * gram
  • the inventors have made various studies in order to solve the above problems.
  • the inventors prepared various ferritic stainless steel sheets having different component compositions and manufacturing methods, and using these steel sheets, to a member including a part to be equibiaxially projecting and unequally biaxially projecting.
  • a press working test was conducted. Generally, it is considered that stretchability is higher when stretchability is higher, but in this press working test, cracks may occur even in steel sheets with high elongation at break. It was found that the superiority or inferiority of the sex is not necessarily determined only by the size of the elongation at break.
  • the inventors separately prepared a steel plate in which a crack had occurred in the previous test, performed a press working test again under the same conditions using the steel plate, and the upper die of which the crack had occurred in the previous test.
  • press working was stopped, a test piece was sampled from the steel sheet, and the metal structure thereof was observed in detail.
  • the steel plate is extracted from the mold, the cross section of the steel plate is mirror-polished, and then corrosion treatment is performed with a saturated picric acid-5 mass% hydrochloric acid aqueous solution to obtain a metal structure.
  • the inventors conducted experiments and studies focusing on the relationship between the overhang formability and the distance between Cr-based carbonitrides. As a result, it was confirmed that there is a correlation between the overhang formability and the average distance between Cr-based carbonitrides having a certain size or more. In particular, by setting the average distance between the Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more to 3.0 ⁇ m or more, excellent overhang formability was obtained. Specifically, excellent stretch formability was obtained in which the minimum value of the maximum logarithmic strain of the forming limit determined based on the forming limit diagram (FLD) was 0.20 or more. As a result, it has been found that it becomes possible to press-mold a member such as an exhaust duct that requires particularly high stretch formability without cracking.
  • FLD forming limit diagram
  • the inventors consider the reason why excellent stretch formability can be obtained by increasing the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more as follows. That is, when processing a steel sheet, voids are generated at the interface between the ferrite matrix phase and the Cr-based carbonitride in the metallographic structure as the amount of strain increases. This void increases and grows with an increase in the amount of strain and / or stress concentration, and becomes a crack by connecting with other voids in the vicinity, eventually leading to the fracture of the steel sheet. In this way, the voids grow by receiving stress concentration as the amount of strain increases, and grow into microcracks by connecting with the neighboring voids.
  • the inventors further conducted studies and found that in order to set the average distance between the Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more to 3.0 ⁇ m or more, a certain time or more in a predetermined temperature range.
  • the metal structure after hot-rolled sheet annealing is once made into a ferrite single-phase structure in which Cr-based carbonitride is precipitated, and then in cold-rolled sheet annealing after cold rolling. , (1) To slow down the heating rate from 500 ° C.
  • the solid solution of a Cr-based carbonitride in the ferrite phase is a phenomenon in which the Cr-based carbonitride decomposes into Cr, carbon and nitrogen in atomic units, and each element is contained in the ferrite phase), (2) Properly control the heating temperature and the holding time to further promote solid solution of the Cr-based carbonitride in the ferrite phase, and (3) To increase the cooling rate from the heating temperature to 500 ° C.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.025 to 0.050%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.45 to 1.00%, P: 0.04% or less, S: 0.010% or less, Cr: 16.0 to 18.0%, Al: 0.001 to 0.010%, N: 0.025 to 0.060% and Ni: 0.05 to 0.60%
  • the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more is 3.0 ⁇ m or more
  • a ferritic stainless steel sheet in which the minimum value of the maximum logarithmic strain at the forming limit based on the forming limit diagram is 0.20 or more.
  • a steel material having the component composition described in 1 above is hot-rolled into a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing at a heating temperature of 800 to 900 ° C. and a holding time of 1 hour or more. Then, it is cold-rolled into a cold-rolled steel sheet, and then the cold-rolled steel sheet is annealed at a heating temperature of 800 to 900 ° C.
  • the present invention it is possible to obtain a ferritic stainless steel sheet having sufficient corrosion resistance and excellent stretch formability. Further, if the ferritic stainless steel sheet of the present invention is used, a member such as an exhaust duct which is required to have particularly high stretch formability can be produced by press forming, which is extremely useful in industry.
  • No. of the embodiment It is a metallographic photograph of No. 1.
  • No. of the embodiment. 12 is a photograph of 12 metallographic structures.
  • C 0.025 to 0.050%
  • C is an element effective in promoting the generation of an austenite phase during hot rolling and suppressing the occurrence of ridging. From the viewpoint of obtaining such effects, the C content is 0.025% or more.
  • the precipitation amount of Cr-based carbonitrides during hot rolling and hot-rolled sheet annealing becomes excessively large, and the average distance between Cr-based carbonitrides is lengthened. Becomes difficult. Therefore, it is not possible to prevent cracking due to the formation and development of cracks due to void coupling during bulging, and desired bulging formability cannot be obtained. Further, the steel becomes excessively hardened and the ductility decreases. Therefore, the C content is set to the range of 0.025 to 0.050%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.030%, more preferably 0.035%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.045%.
  • Si 0.10-0.40%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer during steel melting. From the viewpoint of obtaining such effects, the Si content is set to 0.10% or more. However, if the Si content exceeds 0.40%, the steel becomes excessively hardened and the rolling load during hot rolling increases. In addition, the ductility of the steel sheet obtained after annealing the cold rolled sheet decreases. Therefore, the Si content is set to the range of 0.10 to 0.40%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.30%.
  • Mn 0.45 to 1.00% Similar to C, Mn is an element that promotes the formation of an austenite phase and is effective in suppressing the occurrence of ridging. From the viewpoint of obtaining such effects, the Mn content is 0.45% or more. However, if the Mn content exceeds 1.00%, the steel becomes excessively hardened and the rolling load during hot rolling increases. In addition, the ductility of the steel sheet obtained after annealing the cold rolled sheet decreases. Therefore, the Mn content is set to the range of 0.45 to 1.00%. The lower limit of the Mn content is preferably 0.60%. The upper limit of the Mn content is preferably 0.75%, more preferably 0.70%.
  • P 0.04% or less
  • P is an element that promotes grain boundary fracture due to grain boundary segregation. Therefore, it is preferable that the P content is small, and the upper limit is 0.04%. It is preferably 0.03% or less. It is more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessive dephosphorization causes an increase in cost. Therefore, the lower limit of the P content is preferably 0.005%.
  • S 0.010% or less
  • S is an element that exists in steel as a sulfide-based inclusion such as MnS and reduces ductility, corrosion resistance and the like, and particularly when the S content exceeds 0.010%. In addition, the adverse effect is remarkable. Therefore, the S content is preferably as low as possible, and the upper limit of the S content is 0.010%. It is preferably 0.007% or less. It is more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessive S removal causes an increase in cost. Therefore, the lower limit of the S content is preferably 0.001%.
  • Cr 16.0 to 18.0% Cr is an element having the effect of forming a passivation film on the surface of the steel sheet and improving the corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining such effects, the Cr content is 16.0% or more. However, if the Cr content exceeds 18.0%, the amount of austenite phase generated during hot rolling decreases, and the ridging resistance may decrease. Therefore, the Cr content is in the range of 16.0 to 18.0%. The upper limit of the Cr content is preferably 17.0%, more preferably 16.5%.
  • Al 0.001 to 0.010%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent. From the viewpoint of obtaining such effects, the Al content is set to 0.001% or more. However, if the Al content exceeds 0.010%, the amount of Al-based inclusions such as Al 2 O 3 increases and the surface properties are likely to deteriorate. Therefore, the Al content is set to the range of 0.001 to 0.010%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.007%, more preferably 0.005%.
  • N 0.025 to 0.060% Similar to C and Mn, N is an element effective in promoting the generation of an austenite phase during hot rolling and suppressing the occurrence of ridging. From the viewpoint of obtaining such effects, the N content is 0.025% or more. However, if the N content exceeds 0.060%, the ductility of the steel sheet obtained after cold-rolled sheet annealing is significantly reduced. Further, the amount of precipitation of Cr-based carbonitrides during hot rolling and hot-rolled sheet annealing becomes excessively large, which makes it difficult to increase the average distance between Cr-based carbonitrides.
  • the N content is set to the range of 0.025 to 0.060%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.030%, more preferably 0.040%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.055%, more preferably 0.050%.
  • Ni 0.05-0.60%
  • Ni is an element that has the effect of promoting the generation of the austenite phase, increasing the amount of the austenite phase generated during hot rolling, and improving the ridging resistance.
  • Ni is an element effective in improving corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ni content is set to 0.05% or more. However, when the Ni content exceeds 0.60%, the steel is excessively hardened and the formability is deteriorated. Therefore, the Ni content is set to the range of 0.05 to 0.60%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.50%, more preferably 0.30%.
  • the components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the metal structure of the ferritic stainless steel sheet of the present invention has a structure mainly composed of a ferrite phase, specifically, has a volume ratio of 90% or more of the ferrite phase to the whole structure, and the remaining structure other than the ferrite phase is the whole structure.
  • the volume ratio is 10% or less. Further, it may be a single ferrite phase.
  • the residual structure mainly includes the martensite phase, and does not include the volume ratio of precipitates and inclusions.
  • the volume ratio of the ferrite phase was measured at a 1/4 position of the plate thickness after preparing a test piece for observing a cross section from a stainless steel plate, mirror-polishing the same, and performing etching treatment with a saturated picric acid-5% by mass hydrochloric acid aqueous solution. After observing with an optical microscope at a magnification of 100 for arbitrary 10 fields of view, the martensite phase and the ferrite phase are distinguished from each other based on the morphology of the metal structure, the volume ratio of the ferrite phase is obtained by image processing, and the average value thereof is calculated. To ask.
  • the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more precipitated in the steel may be 3.0 ⁇ m or more. It is essential.
  • the upper limit is not particularly limited and is usually about 6.0 ⁇ m. It should be noted that the reason why the Cr-based carbonitride having a circle equivalent diameter of less than 0.05 ⁇ m is not targeted is that an extremely fine Cr-based carbonitride having a circle equivalent diameter of less than 0.05 ⁇ m is in contact with the ferrite phase which is the parent phase. Since the area is small, even if plastic deformation such as press working is applied, almost no voids are generated at the interface between the ferrite phase and the Cr-based carbonitride, and therefore, the formability, particularly the overhang formability, is affected. Is almost negligible.
  • Cr-based carbonitride used herein is a general term for Cr carbide and Cr nitride.
  • the Cr carbide include Cr 23 C 6
  • examples of the Cr nitride include Cr 2 N.
  • a portion of Cr in the Cr carbide and Cr nitride substituted with an element such as Fe or Mn is also included in the Cr-based carbonitride.
  • the target for Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more is that the voids that accompany the increase in the strain amount are mainly the ferrite matrix phase and the Cr-based diameters of 0.05 ⁇ m or more of a circle equivalent diameter. This is because the distance between the Cr-based carbonitrides, which are generated at the interface of carbonitrides and have a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more, particularly affect void coupling, and by extension, overhang formability.
  • the size of the Cr-based carbonitride is usually about 0.5 ⁇ m in equivalent circle diameter.
  • the average distance between the Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more is measured as follows. That is, a rolled parallel section of a steel plate is mirror-polished and then etched with a picric acid saturated hydrochloric acid solution to reveal a metal structure, and one metal structure at a plate thickness 1/4 position is photographed with an optical microscope at a magnification of 500 times. . It should be noted that the fact that the precipitate captured in the metallographic photograph is a Cr carbonitride can be confirmed by performing a component analysis of the precipitate by energy dispersive X-ray spectroscopy under a scanning electron microscope.
  • the Cr peak in the element spectrum obtained from the precipitate by energy dispersive X-ray spectroscopy is higher than the Cr peak in the element spectrum obtained from the parent phase by the same method, and the precipitate
  • the precipitate In the quantitative analysis value of each element calculated from the spectral intensity ratio of each element, when the main components of the precipitate are Cr, Fe, C and N, the precipitate is judged to be a Cr-based carbonitride. be able to.
  • any Cr-based carbonitride having a circle-equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more hereinafter, also referred to as reference carbonitride was selected, and the distance from the reference carbonitride was closer.
  • 10 Cr-based carbonitrides (also referred to as target carbonitrides) having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more are selected, and the distance between the reference carbonitrides and each target carbonitride (distance between centers) is selected. Measure on a metallographic photograph. This measurement is performed 20 times by arbitrarily changing the reference carbonitrides, and the average distance between the Cr-based carbonitrides is calculated by arithmetically averaging the distances between all the measured reference carbonitrides and the target carbonitrides. Ask. The above measurement is not limited to a single ferrite grain, and may extend across grain boundaries. In addition, in order to perform a representative measurement, the reference carbonitride and the target carbonitride selected in the previous measurement should not be the reference carbonitride or the target carbonitride in another measurement. Selects locations that are sufficiently distant from each other.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention has the above-described composition and is formed by setting the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more to 3.0 ⁇ m or more.
  • the minimum value of the maximum logarithmic strain of the forming limit determined based on the limit diagram (FLD) to 0.20 or more, preferably 0.23 or more, excellent stretch formability can be obtained.
  • the plate thickness of the ferritic stainless steel plate according to one embodiment of the present invention is not particularly limited, but is, for example, 0.8 to 2.0 mm.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention is obtained by hot rolling a steel material having the above component composition into a hot rolled steel sheet, and heating the hot rolled steel sheet at a heating temperature of 800 to 900 ° C. for a holding time of 1 hour or more. After hot-rolled sheet annealing, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled into a cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is annealed at a heating temperature of 800 to 900 ° C. and a holding time of 5 to 300 seconds. In the above cold-rolled sheet annealing, the average heating rate at 500 ° C.
  • the ferritic stainless steel sheet according to one embodiment of the present invention is a ferritic stainless cold rolled annealed steel sheet.
  • molten steel having the above-described composition is melted by a known method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, etc., and made into a steel material (slab) by a continuous casting method or an ingot-casting method. Then, the obtained steel material is preferably heated at 1100 to 1250 ° C. for 1 to 24 hours, or a high temperature slab is directly heated, and then this steel material is subjected to hot rolling to obtain a hot rolled steel sheet. And The hot rolling conditions may be in accordance with ordinary methods. Then, the obtained hot rolled steel sheet is annealed under the following conditions.
  • ⁇ Heating temperature for hot-rolled sheet annealing 800 to 900 ° C, holding time: 1 hour or more>
  • the metallographic structure of the hot-rolled steel sheet when the winding temperature during hot rolling is high, a metallographic structure in which a ferrite phase and a ferrite phase generated by decomposition of the austenite phase generated at high temperature are layered,
  • the coiling temperature at the time of hot rolling is low, it has a metal structure in which a ferrite phase and a martensite phase generated by transformation of an austenite phase generated at a high temperature are layered.
  • the coiling temperature is not particularly limited, but when the coiling temperature is 450 ° C. to 500 ° C., the toughness of the hot-rolled steel sheet may be significantly reduced due to 475 ° C. embrittlement. Therefore, the winding temperature is preferably higher than 500 ° C or lower than 450 ° C.
  • the winding temperature is more preferably 600 ° C. or higher at which the decomposition of the austenite phase into the Cr-based carbonitride and the ferrite phase is further promoted.
  • the hot rolled steel sheet having such a metallographic structure is annealed in the temperature range of 800 to 900 ° C. for 1 hour or more, recrystallization and precipitation of Cr-based carbonitride occur in the metallographic structure.
  • a metal structure in which the Cr carbonitride is sufficiently and uniformly dispersed in the ferrite single phase structure is obtained.
  • the heating temperature of the hot-rolled sheet annealing is set to less than 800 ° C.
  • a predetermined metallographic structure cannot be obtained due to insufficient aggregation and coarsening of the Cr-based carbonitride and insufficient solid solution in the ferrite phase.
  • the recrystallization becomes insufficient, and the layered structure formed during hot rolling remains, particularly in the central portion of the plate thickness. Therefore, after cold-rolled sheet annealing, a non-uniform metallographic structure having remarkable expanded grains may be formed in the central portion of the sheet thickness, and ridging resistance may be reduced.
  • the austenite phase is regenerated during the holding of the hot-rolled sheet annealing, and the Cr-based carbonitride precipitated in the hot rolling step is solid-dissolved in the austenite phase.
  • Cr-based carbonitrides cannot be sufficiently precipitated in the metallographic structure of the steel sheet obtained after hot-rolled sheet annealing.
  • a decomposition reaction occurs in the austenite phase into a ferrite phase and a Cr-based carbonitride.
  • the metal structure after hot-rolled sheet annealing is a mixed grain of a ferrite phase and a ferrite phase generated by decomposition of the austenite phase, that is, a ferrite phase in which a large amount of Cr-based carbonitride is distributed around the ferrite phase. It becomes a structure and the distribution of Cr-based carbonitrides becomes non-uniform. Therefore, even if cold-rolled sheet annealing is performed under predetermined conditions in the subsequent steps, regions where the average distance between Cr-based carbonitrides is not sufficient are locally generated, and a predetermined overhang formability is obtained. I can't. Therefore, the heating temperature in the hot rolled sheet annealing is set in the range of 800 to 900 ° C. It is preferably in the range of 800 to 860 ° C.
  • the holding time in hot-rolled sheet annealing is set to 1 hour or more. It is preferably 3 hours or longer, more preferably 5 hours or longer. Although the upper limit of the holding time is not particularly limited, it is preferably 24 hours or less from the viewpoint of productivity.
  • the steel sheet (hot-rolled annealed steel sheet) obtained after hot-rolled sheet annealing is subjected to pickling, if necessary, and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling is preferably performed at a reduction rate of 50% or more from the viewpoints of extensibility, bendability, and shape correction.
  • the cold-rolled sheet annealing may be repeated twice or more as long as the cold-rolled sheet annealing conditions described later are satisfied.
  • the steel sheet obtained after annealing the hot rolled sheet may be subjected to grinding, polishing, or the like.
  • the cold rolled steel sheet thus obtained is subjected to cold rolled sheet annealing under the following conditions.
  • Cold-rolled sheet annealing is a process for recrystallizing a rolling structure formed by cold rolling and for sufficiently increasing the average distance between Cr-based carbonitrides. It is important that the average heating rate at temperature is 20 ° C./s or less. That is, when the average heating rate at 500 ° C. to the heating temperature is slowed down, the driving force for recrystallization becomes small, so the temperature at which recrystallization starts becomes high, and the dislocations or shear bands introduced by cold rolling become higher. Maintained up to.
  • Cr-based carbonitrides formed during annealing of hot-rolled sheet are aggregated and coarsened (individual Cr-based carbonitrides grow while the volume ratio remains almost constant, and Cr-based carbonitrides increase.
  • This aggregation / coarsening is rate-determined by the diffusion of Cr, which is the main constituent element of Cr-based carbonitrides.
  • high-speed diffusion of Cr occurs through the dislocations or shear bands, which promotes aggregation and coarsening of Cr-based carbonitrides.
  • the solid solution of the Cr-based carbonitride occurs in the high temperature region close to the heating temperature because the upper limit (solid solution limit) of C and N that can be dissolved in the ferrite phase increases.
  • the accelerating effect of these Cr-based carbonitrides on the agglomeration / coarsening and the solid solution in the ferrite phase increase the average distance between the Cr-based carbonitrides. That is, it is possible to increase the average distance between Cr-based carbonitrides by slowing the heating rate, specifically, controlling the average heating rate at 500 ° C. to the heating temperature to 20 ° C./s or less. .
  • the average heating rate at 500 ° C to the heating temperature exceeds 20 ° C / s, the driving force for recrystallization of the ferrite phase becomes excessively large, and the recrystallization of the ferrite phase occurs from the relatively low temperature region of the heating process.
  • the work structure such as dislocations or shear bands introduced by cold rolling is replaced by recrystallized grains in the low temperature region.
  • the effect of promoting the agglomeration / coarsening of Cr-based carbonitrides becomes insufficient and the average distance between Cr-based carbonitrides in the steel sheet obtained after cold-rolled sheet annealing becomes short, so that the desired overhang formability is obtained. Can't get Therefore, the average heating rate from 500 ° C.
  • the heating temperature is 20 ° C./s or less. It is preferably 15 ° C / s or less, more preferably 12 ° C / s or less.
  • the lower limit of the average heating rate is not particularly limited, but if the heating rate is excessively slowed, the productivity is lowered, so that it is preferably 1 ° C./s or more.
  • the heating rate can be controlled by setting the furnace temperature or the strip passing speed of the continuous annealing line. Further, the temperature range to be controlled is set to 500 ° C. or higher because recovery or recrystallization does not occur in a temperature range lower than 500 ° C.
  • the upper limit (solid solution limit) of C and N that can be dissolved in the ferrite phase increases as the temperature increases.
  • the heating temperature: 800 to 900 ° C. and the holding time: 5 to 300 seconds allow some of the Cr-based carbonitrides generated during hot-rolled sheet annealing to form a solid solution in the ferrite phase. It is possible to reduce the number density of the system carbonitrides and increase the average distance between the Cr system carbonitrides. Therefore, the heating temperature in cold-rolled sheet annealing is 800 to 900 ° C., and the holding time is 5 to 300 seconds.
  • the heating temperature in cold-rolled sheet annealing is 800 to 860 ° C.
  • the holding time is 15 seconds to 180 seconds.
  • the holding time mentioned here is the residence time in the temperature range of the heating temperature ⁇ 10 ° C.
  • the heating temperature is lower than 800 ° C.
  • the solid solution limit of C and N in the ferrite phase does not become sufficiently large, and the amount of Cr-based carbonitrides that form a solid solution in the ferrite phase decreases, resulting in a Cr-based carbonitride.
  • the distance between things becomes shorter. Therefore, the desired stretchability cannot be obtained. Further, unrecrystallized grains remain and the ductility is greatly reduced.
  • the heating temperature exceeds 900 ° C., an austenite phase is generated during the holding, and the austenite phase is transformed into the martensite phase in the subsequent cooling, and the steel sheet is significantly hardened. Further, the metal structure of the final product plate becomes a two-phase structure of a ferrite phase and a martensite phase, the plastic deformability is remarkably reduced, and the desired stretch formability cannot be obtained.
  • the holding time is less than 5 seconds, the solid solution of the Cr-based carbonitride during the holding is incomplete, the distance between the Cr-based carbonitrides becomes short, and the desired overhang formability is obtained. Can't get Furthermore, since unrecrystallized grains remain, the ductility is greatly reduced. On the other hand, if the holding time exceeds 300 seconds, the crystal grains are remarkably coarsened and the glossiness of the steel sheet is lowered, which is not preferable from the viewpoint of surface quality.
  • the average cooling rate at the heating temperature of cold-rolled sheet annealing up to 500 ° C is 10 ° C / s or more.
  • the average cooling rate is not particularly limited. However, when cooling is performed rapidly, the steel sheet may be distorted, so the average cooling rate is preferably 200 ° C./s or less.
  • the cooling method is not particularly limited, and gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, or the like can be used.
  • gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, or the like can be used.
  • BA annealing (bright annealing) may be performed in order to obtain higher gloss. Then, after the cold-rolled sheet is annealed, if necessary, pickling is performed to produce the ferritic stainless steel sheet.
  • Example 1 Molten steel having the components shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted by a converter with a capacity of 150 tons and refining using a vacuum oxygen decarburization (VOD) method, and then by continuous casting.
  • the slab had a width of 1000 mm and a thickness of 200 mm.
  • these hot-rolled steel sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing using the box annealing method under the conditions shown in Table 2, and then the surface was subjected to shot blasting and descaling by pickling.
  • the steel sheet thus obtained was cold-rolled to a plate thickness of 1.0 mm, and then cold-rolled sheet was annealed under the conditions shown in Table 2.
  • the cooling after the holding was performed by gas jet cooling or mist cooling. After cooling, descaling treatment by pickling was performed.
  • the holding time in Table 2 is the residence time in the temperature range of heating temperature ⁇ 10 ° C.
  • the average heating rate shown in Table 2 is the average heating rate from 500 ° C. to the heating temperature. Further, the average cooling rate shown in Table 2 is the average cooling rate until the heating temperature reaches 500 ° C.
  • the metal structure was identified, the volume fraction of ferrite was measured, and the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more was measured.
  • the identification of the metal structure and the measurement of the volume ratio of ferrite were performed by the method described above. That is, a test piece for observing a cross section was prepared from the obtained steel plate, subjected to etching treatment with a picric acid saturated hydrochloric acid solution, and then observed with an optical microscope at a magnification of 100 for 10 fields of view at a 1 ⁇ 4 position of the plate thickness.
  • the volume ratio of the ferrite phase was obtained in each visual field by image processing, and the average value was taken as the volume ratio of the ferrite phase. The volume ratio of precipitates and inclusions is excluded.
  • the average distance between Cr-based carbonitrides having a circle equivalent diameter of 0.05 ⁇ m or more was also measured by the method described above. The results are also shown in Table 2.
  • FIG. 1 and FIG. 1 and No. 12 shows a photograph of the metal structure used for measuring the average distance between Cr-based carbonitrides.
  • the minimum value of the maximum logarithmic strain of the forming limit is obtained from the obtained forming limit diagram (FLD), and the case where the minimum value of the maximum logarithmic strain is 0.20 or more is acceptable ( ⁇ ), and the case of less than 0.20 is unacceptable. It was evaluated as passing (x).
  • No. 12 (Steel B1) and No. No. 13 (Steel B2) has appropriate production conditions, but the C content and the N content exceed the appropriate ranges, respectively, so that the precipitation amount of Cr-based carbonitrides becomes excessive and the Cr-based carbonitrides The average distance could not be sufficiently secured, and the desired stretchability could not be obtained.
  • No. 14 (Steel B3) the Si content exceeds the appropriate range, so that the steel plate is hardened and the plastic deformability is lowered, and desired stretch formability cannot be obtained.
  • the cooling rate of the cold-rolled sheet annealing is below the appropriate range, so a large amount of Cr-based carbonitrides are re-precipitated during the cooling, and a sufficient average distance between the Cr-based carbonitrides is secured.
  • the desired stretchability was not obtained. No. In No. 28, since the heating temperature of hot-rolled sheet annealing is below the proper range, Cr-based carbonitride in the hot-rolled sheet annealing does not agglomerate / coarse and the solid solution in the ferrite phase becomes insufficient, resulting in Cr-based carbonitriding. A non-uniform distribution of material occurred.
  • the ferritic stainless steel sheet of the present invention is particularly advantageous when applied to applications requiring high stretch formability during press forming, such as exterior members, kitchen appliances, and tableware.

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Abstract

所定の成分組成にするとともに、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とし、成形限界線図に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値を０．２０以上とする。

Description

フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、十分な耐食性を有するとともに、成形性、特には張り出し成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関するものである。
　ＳＵＳ４３０（１６～１８ｍａｓｓ％Ｃｒ）系のフェライト系ステンレス鋼板は、経済的で耐食性にも優れているため、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種々の用途に適用されており、その適用範囲は、近年さらに拡大している。
　これらの用途に適用される鋼板には、耐食性だけでなく、プレス成形等により、所定の形状に加工できる十分な成形性が求められる。
　このようなフェライト系ステンレス鋼板として、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。
　また、特許文献２には、
「mass％で、Ｃ：0.010～0.045％、Ｎ：0.01～0.05％、Mn：1％以下、Cr：13～20％、Al：0.01％以下を含み、かつＣ、ＮをCr炭窒化物の体積率ｖが0.09％以下となるように含み、さらにSi：0.4％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、さらにフェライト粒の平均結晶粒径が10μm以上で、Cr炭窒化物がフェライト粒１個当たり50個以下分散したフェライト単一組織を有することを特徴とするプレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板。」
が開示されている。
特許第３５８４８８１号公報 特許第４６８２８０６号公報 特許第５８８４２１１号公報
　ところで、プレス成形は、張り出し成形、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種類の成形モードに大別される。
　近年、プレス成形における成形モードが主に張り出し成形となるような部材、例えば、排気ダクトや、換気口等に用いられる丸型ルーバーの屋外フードといったエクステリア部材、および、エンボス加工による意匠性あるいは機能性の向上を図った内装パネル部材等へのフェライト系ステンレス鋼の適用が進んでいる。このため、このような部材形状に加工できる優れた張り出し成形性を有するフェライト系ステンレス鋼板の開発が望まれている。
　しかし、特許文献１および２に開示されるフェライト系ステンレス鋼板は、十分な張り出し成形性を有するとは言えなかった。
　そこで、発明者らは先に、特許文献３において、
「質量％で、Ｃ：０．００５～０．０２５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．５５～１．００％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：１５．５～１８．０％、Ｎｉ：０．１～１．０％、Ｎ：０．００５～０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、破断伸びが２８％以上、平均r値が０．７５以上、かつ、ＦＬＤ（成形限界線図）に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．１５以上であるフェライト系ステンレス鋼板。」
を開発した。
　これにより、特許文献１および２に開示されるフェライト系ステンレス鋼板に比べて、張り出し成形性が大幅に向上したフェライト系ステンレス鋼板が得られるようになった。
　しかし、特許文献３のフェライト系ステンレス鋼板を、排気ダクトのような特に高い張り出し成形性が求められる部材に成形しようとすると、なおも割れが生じる場合があり、そのため、張り出し成形性の一層の向上が求めら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、張り出し成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を、その有利な製造方法とともに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／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、「優れた張り出し成形性」とは、ＩＳＯ１２００４－２：２００８に準拠して測定される成形限界線図（Ｆｏｒｍｉｎｇ　Ｌｉｍｉｔ　Ｄｉ■ｇｒａｍ、以下、ＦＬＤともいう）に基づいて決定される成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．２０以上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、成分組成や製造方法が異なる種々のフェライト系ステンレス鋼板を準備し、これらの鋼板を用いて、等二軸張り出しおよび不等二軸張り出しとなる部位が含まれる部材へのプレス加工試験を行った。
　一般的に、張り出し成形性は伸びが高い方が優位と考えられているが、このプレス加工試験では、破断伸びが高い鋼板であっても割れが生じる場合があり、この試験結果から、張り出し成形性の優劣が、必ずしも破断伸びの大きさだけでは決まらないことが分かった。
　そこで、発明者らは、先の試験で割れが生じた鋼板を別途用意し、当該鋼板を用いて、再度、同じ条件でプレス加工試験を行い、先の試験で割れが発生した上金型の押し込み終了位置直前（下死点＋２ｍｍ）でプレス加工を停止し、当該鋼板から試験片を採取して、その金属組織を詳細に観察した。具体的には、上記のプレス加工の停止後、金型から当該鋼板を抜き出し、ついで、当該鋼板の断面を鏡面研磨した後、飽和ピクリン酸－５質量％塩酸水溶液により腐食処理を行って金属組織観察用試験片を作製し、走査型電子顕微鏡（二次電子像）により、倍率５００倍で当該試験片を観察した。
　その結果、先の試験で割れが生じた鋼板ではいずれも、プレス加工の途中段階ですでに多量のボイドがＣｒ系炭窒化物とフェライト母相の界面に生成しており、一部のボイドは、近傍のボイドと連結して微小亀裂へと成長していることが確認された。
　これに対して、先の試験で割れなくプレス加工できた鋼板のプレス加工後の金属組織では、Ｃｒ系炭窒化物とフェライト母相の界面にボイドが生成していたものの、ボイド同士の連結による微小亀裂の発生は認められなかった。
　上記のことから、発明者らは、張り出し成形性の優劣は鋼板の金属組織に大きく影響を受けていると考え、先のプレス加工試験において割れが生じた鋼板と割れなく成形できた鋼板両方のプレス加工前の金属組織を調査し、両者の詳細な比較を行った。
　その結果、金属組織は、両者ともにＣｒ系炭窒化物が分散するフェライト組織であったが、先のプレス加工試験において割れが生じた鋼板では、Ｃｒ系炭窒化物間の距離が比較的短い傾向にあることを知見した。
　そこで、発明者らは、張り出し成形性とＣｒ系炭窒化物間の距離の関係に着目して実験・検討を重ねた。その結果、張り出し成形性と一定以上の大きさのＣｒ系炭窒化物間の平均距離とは相関があることが認められた。特に、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とすることにより、優れた張り出し成形性が得られた。具体的には、成形限界線図（ＦＬＤ）に基づいて決定される成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．２０以上となる優れた張り出し成形性が得られた。これにより、排気ダクトのような特に高い張り出し成形性が求められる部材を、割れなく、プレス成形できるようになるとの知見を得た。
　ここで、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることによって、優れた張り出し成形性が得られる理由について、発明者らは次のように考えている。
　すなわち、鋼板を加工する場合、ひずみ量の増大に伴って金属組織中のフェライト母相とＣｒ系炭窒化物の界面にボイドが生成する。このボイドはひずみ量の増加および／または応力集中の増大に伴って増加および成長して、近接する他のボイドと連結することで亀裂となり、最終的に鋼板を破断に至らしめる。
　このように、ボイドはひずみ量の増大に伴って応力集中を受けることで成長し、近傍のボイドと連結することで微小亀裂へと成長する。特に、応力が２次元あるいは３次元的に作用する多軸応力下の変形では、３軸応力度が高くなることによって、亀裂の成長が一層助長される。このような多軸応力下の変形の場合には、単軸応力下の変形（単軸応力下の変形は、伸びの評価に用いられ、引張試験に代表される）と比べて、ボイドが成長しやすい。そのため、材料の破壊限界が単軸応力下に比べて低くなる（つまり、破断しやすくなる）ものと考えられる。
　張り出し成形は、通常、多軸応力下での変形であり、鋼板中で全方位的なボイドの連結が生じやすくなるため、単軸応力下の変形に比べて破断が生じやすくなる。
　このため、引張試験のような単軸応力下の変形において高い破断伸びを示す鋼板であっても、一定以上の大きさのＣｒ系炭窒化物間の平均距離が短いと、多軸応力下の変形ではボイドの連結が生じて、ボイドの連結に起因した微小亀裂の発生ならびにその進展が助長される。
　一方、一定以上の大きさのＣｒ系炭窒化物の平均距離を十分に長くすると、多軸応力下での変形となる張り出し成形を行う場合であっても、ボイドの連結が生じ難く、このために、ボイドの連結に起因した微小亀裂の発生ならびにその進展が抑制される。
　このような理由から、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることによって、張り出し成形性が大幅に向上するものと、発明者らは考えている。
　また、発明者らが、さらに検討を重ねたところ、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とするには、所定の温度域で一定時間以上保持する熱延板焼鈍を行って、熱延板焼鈍後の金属組織を、一旦、Ｃｒ系炭窒化物が析出したフェライト単相組織とし、その上で、冷間圧延後の冷延板焼鈍において、
（１）５００℃～加熱温度までの加熱速度を遅くして、Ｃｒ系炭窒化物の凝集・粗大化、および、Ｃｒ系炭窒化物のフェライト相への固溶を同時に促進すること（なお、Ｃｒ系炭窒化物のフェライト相への固溶とは、Ｃｒ系炭窒化物がＣｒ、炭素および窒素に原子単位に分解し、それぞれの元素がフェライト相中に含有される現象である）、
（２）加熱温度および保持時間を適正に制御して、Ｃｒ系炭窒化物のフェライト相への固溶をさらに促すこと、ならびに、
（３）加熱温度～５００℃までの冷却速度を早くして、固溶したＣｒ系炭窒化物の再析出を抑制すること、
が重要であり、これらの条件を全て同時に満足させることにより、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とすることが可能になる、との知見を得た。
　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：０．０２５～０．０５０％、
　Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
　Ｍｎ：０．４５～１．００％、
　Ｐ：０．０４％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｃｒ：１６．０～１８．０％、
　Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
　Ｎ：０．０２５～０．０６０％および
　Ｎｉ：０．０５～０．６０％
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、
　円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離が３．０μｍ以上であり、
　成形限界線図に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．２０以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
２．前記１に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：１時間以上の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延して冷延鋼板とし、ついで、該冷延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：５～３００秒の冷延板焼鈍を施し、
　上記冷延板焼鈍において、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とし、かつ、加熱温度～５００℃における平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、十分な耐食性を有するとともに、張り出し成形性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を用いれば、排気ダクトのような特に高い張り出し成形性が求められる部材をプレス成形により製造できるので、産業上極めて有益である。
実施例のＮｏ．１の金属組織写真である。 実施例のＮｏ．１２の金属組織写真である。
　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。
Ｃ：０．０２５～０．０５０％
　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０．０２５％以上とする。
　しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、熱間圧延および熱延板焼鈍時のＣｒ系炭窒化物の析出量が過度に多くなり、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることが困難となる。そのため、張り出し成形時に、ボイドの連結に起因した亀裂の発生および進展による破断を防止することができず、所望の張り出し成形性が得られない。また、鋼が過度に硬質化して延性が低下する。
　そのため、Ｃ含有量は０．０２５～０．０５０％の範囲とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０３０％、より好ましくは０．０３５％である。また、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％である。
Ｓｉ：０．１０～０．４０％
　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０．１０％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熱間圧延時の圧延負荷が増大する。また、冷延板焼鈍後に得られる鋼板の延性が低下する。
　そのため、Ｓｉ含有量は０．１０～０．４０％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．４５～１．００％
　ＭｎはＣと同様に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。
　しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼が過度に硬質化して熱間圧延時の圧延負荷が増大する。また、冷延板焼鈍後に得られる鋼板の延性が低下する。
　そのため、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０．６０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．７５％、より好ましくは０．７０％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。そのため、Ｐ含有量は少ない方が望ましく、上限を０．０４％とする。好ましくは０．０３％以下である。より好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐはコストの増加を招く。そのため、Ｐ含有量の下限は０．００５％とすることが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、延性や耐食性等を低下させる元素であり、特にＳ含有量が０．０１０％を超えた場合に、そ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。より好ましくは０．００５％以下である。Ｓ含有量の下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓはコストの増加を招く。そのため、Ｓ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。
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。このような効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１６．０％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耐リジング性が低下するおそれがある。
　そのため、Ｃｒ含有量は１６．０～１８．０％の範囲とする。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、Ａｌ２Ｏ３等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状の低下を招き易くなる。
　そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．０１０％の範囲とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。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：０．０２５～０．０６０％
　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０．０２５％以上とする。
　しかし、Ｎ含有量が０．０６０％を超えると、冷延板焼鈍後に得られる鋼板の延性が大幅に低下する。また、熱間圧延および熱延板焼鈍時のＣｒ系炭窒化物の析出量が過度に多くなり、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることが困難となる。このため、張り出し成形を行う場合に、ボイドの連結に起因した亀裂の発生および進展による破断を防止することができず、所望の張り出し成形性が得られない。
　そのため、Ｎ含有量は０．０２５～０．０６０％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含有量の上限は、好ましくは０．０５５％、より好ましくは０．０５０％である。
Ｎｉ：０．０５～０．６０％
　Ｎｉは、オーステナイト相の生成を促進して熱間圧延時のオーステナイト相の生成量を増加させ、耐リジング性を向上させる効果がある元素である。また、Ｎｉは、耐食性の向上にも有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると、鋼が過度に硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０５～０．６０％の範囲とする。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．３０％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、本発明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。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板の金属組織は、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、鏡面研磨後に飽和ピクリン酸－５質量％塩酸水溶液によるエッチング処理を施してから、板厚１／４位置における任意の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、金属組織の形態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る。
　そして、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の金属組織では、上述したとおり、鋼中に析出する円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とすることが肝要である。
　ここで、円相当直径とは、
　上記の断面観察用の試験片の金属組織に現出したＣｒ系炭窒化物が撮影されたデジタル写真（倍率５００倍）について、画像処理を行って当該Ｃｒ系炭窒化物の面積を測定し、
　当該測定されたＣｒ系炭窒化物の面積から、当該Ｃｒ系炭窒化物の形状が真円であるとの仮定に基づき算出される円直径（＝｛（４×［測定されたＣｒ系炭窒化物の面積］）／π｝０．５）、
を意味する。
円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離：３．０μｍ以上
　円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物の平均距離を３．０μｍ以上に長くすると、多軸応力下での変形となる張り出し成形を行う場合であっても、ボイド同士の連結が生じ難く、その結果、ボイドの連結に起因した微小亀裂の発生およびにその進展が抑制される。
　このため、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物の平均距離は３．０μｍ以上とする。好ましくは４．０μｍ以上である。なお、上限については特に限定されず、通常６．０μｍ程度である。
　なお、円相当直径で０．０５μｍ未満のＣｒ系炭窒化物を対象としないのは、円相当直径で０．０５μｍ未満の極めて微細なＣｒ系炭窒化物は、母相であるフェライト相と接する面積が小さいので、プレス加工等による塑性変形を加えたとしても、フェライト相と当該Ｃｒ系炭窒化物との界面にボイドをほとんど発生させず、よって、成形性、特には張り出し成形性への影響をほぼ無視できるためである。
　また、ここでいうＣｒ系炭窒化物とは、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物の総称である。Ｃｒ炭化物としては、例えばＣｒ２３Ｃ６が、Ｃｒ窒化物としては、例えばＣｒ２Ｎが挙げられる。また、Ｃｒ炭化物およびＣｒ窒化物における一部のＣｒが、ＦｅやＭｎ等の元素に置換されたものも、ここでいうＣｒ系炭窒化物に含むものとする。
　また、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物を対象としたのは、ひずみ量の増大に伴い生じるボイドは、主にフェライト母相と円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物の界面に生成しており、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の距離が、ボイドの連結、ひいては、張り出し成形性に特に影響するからである。
　なお、Ｃｒ系炭窒化物の大きさは、通常、円相当直径で０．５μｍ程度である。
　また、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離は、以下のようにして測定したものである。
　すなわち、鋼板の圧延平行断面について、鏡面研磨後にピクリン酸飽和塩酸溶液によりエッチングを行って金属組織を現出させ、板厚１／４位置の金属組織を倍率５００倍の光学顕微鏡で一枚撮影する。
　なお、当該金属組織写真に捉えられている析出物がＣｒ系炭窒化物であることは、走査電子顕微鏡下におけるエネルギー分散型Ｘ線分光法により析出物の成分分析を行うことで、確認することができる。具体的には、該析出物からエネルギー分散型Ｘ線分光法により取得した元素スペクトルにおけるＣｒのピークが、同手法によって母相から得られる元素スペクトルにおけるＣｒのピークよりも高く、かつ該析出物の各元素のスペクトル強度比から算出される各元素の定量分析値において、該析出物の主成分がＣｒ、Ｆｅ、ＣおよびＮであった場合に、該析出物をＣｒ系炭窒化物と判断することができる。
　ついで、得られた金属組織写真において、円相当直径で０．０５μｍ以上の任意のＣｒ系炭窒化物（以下、基準炭窒化物ともいう）を選択し、基準炭窒化物からの距離が近い順に、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物（対象炭窒化物ともいう）を１０個選択して、基準炭窒化物と各対象炭窒化物との距離（中心間の距離）を金属組織写真上で測定する。
　この測定を、基準炭窒化物を任意に変えて２０回行い、測定した全ての基準炭窒化物と対象炭窒化物との距離を算術平均することで、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を求める。
　なお、上記の測定は単一フェライト粒内に限定されず、粒界をまたいでも良い。また、代表性のある測定を行うため、先の測定で選択された基準炭窒化物および対象炭窒化物が、別の測定における基準炭窒化物または対象炭窒化物とならないように、各測定箇所は、互いに十分に離れた箇所を選択する。
　このように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、上記の成分組成とし、かつ、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離を３．０μｍ以上とすることにより、成形限界線図（ＦＬＤ）に基づいて決定される成形限界の最大対数ひずみの最小値を０．２０以上、好ましくは０．２３以上として、優れた張り出し成形性を得ることができる。
　なお、本発明の一実施形態に係る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、例えば、０．８～２．０ｍｍである。
　次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、上記の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：１時間以上の熱延板焼鈍を施したのち、該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とし、該冷延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：５～３００秒の冷延板焼鈍を施すものとし、上記冷延板焼鈍において、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とし、かつ、加熱温度～５００℃における平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることで製造することができる。
　すなわち、本発明の一実施形態に係るフェライト系ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板である。
　まず、上記の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。
　ついで、得られた鋼素材を、好適には、１１００～１２５０℃で１～２４時間加熱するか、また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。なお、熱間圧延条件については、常法に従えばよい。
　ついで、得られた熱延鋼板に、以下の条件で熱延板焼鈍を施す。
＜熱延板焼鈍の加熱温度：８００～９００℃、保持時間：１時間以上＞
　熱延鋼板の金属組織は、熱間圧延時の巻取温度が高い場合には、フェライト相と、高温で生成したオーステナイト相が分解することによって生成したフェライト相とが層状に積層した金属組織、熱間圧延時の巻取温度が低い場合には、フェライト相と、高温で生成したオーステナイト相が変態して生成したマルテンサイト相とが層状に積層した金属組織となっている。
　なお、巻取温度が高い場合にオーステナイト相が分解することによって生成したフェライト相の近傍には、オーステナイト相の分解に伴って析出したＣｒ系炭窒化物が偏在しており、金属組織全体でのＣｒ系炭窒化物の分布は不均一である。
　また、巻取温度は特に限定されるものではないが、巻取温度を４５０℃～５００℃とした場合、４７５℃脆化に起因した熱延鋼板の著しい靭性低下が生じる場合がある。そのため、巻取温度は５００℃超または４５０℃未満とすることが好ましい。さらに、熱延板焼鈍後に所定の金属組織をより容易に得るという観点からは、熱間圧延後で、かつ、熱延板焼鈍前の段階で、Ｃｒ系炭窒化物が十分に析出していたほうが有利となる。このため、巻取温度は、オーステナイト相のＣｒ系炭窒化物およびフェライト相への分解がより促進される６００℃以上とすることがより好ましい。
　このような金属組織を有する熱延鋼板に、８００～９００℃の温度範囲で１時間以上保持する熱延板焼鈍を行うことにより、金属組織では再結晶とＣｒ系炭窒化物の析出が生じ、熱延板焼鈍後に得られる鋼板では、フェライト単相組織中にＣｒ系炭窒化物が、十分かつ均一に分散した金属組織が得られる。
　ここで、熱延板焼鈍の加熱温度を８００℃未満とした場合、Ｃｒ系炭窒化物の凝集・粗大化およびフェライト相への固溶が不十分となって、所定の金属組織が得られない。また、再結晶が不十分となって熱間圧延時に形成された層状組織が、特に板厚中央部に残存する。そのため、冷延板焼鈍後に板厚中央部に著しい展伸粒を有する不均一な金属組織が生じて、耐リジング性が低下するおそれがある。
　一方、熱延板焼鈍温度が９００℃を超えると、熱延板焼鈍の保持中にオーステナイト相が再生成して、熱間圧延工程で析出したＣｒ系炭窒化物がオーステナイト相に固溶する。このため、熱延板焼鈍後に得られる鋼板の金属組織において、Ｃｒ系炭窒化物を十分に析出させることができない。また、熱延板焼鈍の冷却中に、オーステナイト相においてフェライト相とＣｒ系炭窒化物への分解反応が生じる。その結果、熱延板焼鈍後の金属組織が、フェライト相と、オーステナイト相が分解することによって生成したフェライト相、つまり、その周囲に多量のＣｒ系炭窒化物が分布したフェライト相との混粒組織となり、Ｃｒ系炭窒化物の分布が不均一となる。このため、この後の工程で所定の条件で冷延板焼鈍を行ったとしても、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離が十分ではない領域が局所的に生成し、所定の張り出し成形性が得られない。
　従って、熱延板焼鈍における加熱温度は８００～９００℃の範囲とする。好ましくは８００～８６０℃の範囲である。
　また、熱延板焼鈍における保持時間を１時間未満とした場合、Ｃｒ系炭窒化物の析出が不十分となり、この後の工程で所定の条件で冷延板焼鈍を行ったとしても、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に長くできず、やはり所定の張り出し成形性が得られない。
　従って、熱延板焼鈍における保持時間は１時間以上とする。好ましくは３時間以上、より好ましくは５時間以上である。なお、保持時間の上限に特に限定はないが、生産性の観点から２４時間以下とすることが好ましい。
　ついで、熱延板焼鈍後に得られた鋼板（熱延焼鈍鋼板）に、必要に応じて酸洗を施し、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。冷間圧延は、伸び性、曲げ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、後述する冷延板焼鈍条件を満足する範囲で、冷延－冷延板焼鈍を２回以上繰り返しても良い。さらに、表面性状を向上させるために、熱延板焼鈍後に得られた鋼板に研削や研磨等を施しても良い。
　かくして得られた冷延鋼板に、以下の条件で冷延板焼鈍を施す。
＜冷延板焼鈍の５００℃～加熱温度における平均加熱速度：２０℃／ｓ以下＞
　冷延板焼鈍は、冷間圧延により形成された圧延加工組織を再結晶させるとともに、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に長くするための工程であり、そのためには、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とすることが重要である。
　すなわち、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を遅くすると、再結晶の駆動力が小さくなるために、再結晶が開始する温度が高温化し、冷間圧延によって導入された転位あるいはせん断帯がより高温まで維持される。
　また、加熱温度に近い高温域では、熱延板焼鈍時に生成したＣｒ系炭窒化物の凝集・粗大化（体積率がほぼ一定のまま個々のＣｒ系炭窒化物が大きくなり、Ｃｒ系炭窒化物の個数密度が小さくなる現象）およびフェライト相への固溶が生じる。この凝集・粗大化はＣｒ系炭窒化物の主要構成元素であるＣｒの拡散に律速される。前述のように転位あるいはせん断帯が高温まで維持されると、転位あるいはせん断帯を介したＣｒの高速拡散が生じ、Ｃｒ系炭窒化物の凝集・粗大化が促進される。
　さらに、加熱温度に近い高温域でＣｒ系炭窒化物の固溶が生じるのは、フェライト相中に固溶できるＣおよびＮの上限（固溶限）が上昇することによる。これらのＣｒ系炭窒化物の凝集・粗大化の促進効果ならびにフェライト相への固溶により、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離は長くなる。すなわち、加熱速度を遅く、具体的には、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下に制御することにより、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることが可能となる。
　一方、５００℃～加熱温度における平均加熱速度が２０℃／ｓを超えると、フェライト相の再結晶の駆動力が過度に大きくなり、加熱過程の比較的低温域からフェライト相の再結晶が生じて、冷間圧延によって導入された転位あるいはせん断帯等の加工組織が低温域で再結晶粒に置き換わる。その結果、Ｃｒ系炭窒化物の凝集・粗大化の促進効果が不十分となって冷延板焼鈍後に得られる鋼板におけるＣｒ系炭窒化物間の平均距離が短くなるため、所望の張り出し成形性が得られない。
　従って、５００℃～加熱温度における平均加熱速度は２０℃／ｓ以下とする。好ましくは１５℃／ｓ以下、より好ましくは１２℃／ｓ以下である。また、平均加熱速度の下限は特に限定はないが、加熱速度を過度に遅くすると、生産性が低下するため、１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　なお、加熱速度の制御は、例えば連続焼鈍法の場合、炉温の設定あるいは連続焼鈍ラインの通板速度等によって制御することができる。
　また、制御する温度範囲を、５００℃以上としたのは、５００℃未満の温度域では回復や再結晶が生じないためである。
＜冷延板焼鈍の加熱温度：８００～９００℃、保持時間：５～３００秒＞
　フェライト相中に固溶できるＣおよびＮの上限（固溶限）は、温度が高くなるほど大きくなる。冷延板焼鈍では、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：５～３００秒とすることにより、熱延板焼鈍時に生成したＣｒ系炭窒化物の一部をフェライト相へ固溶させてＣｒ系炭窒化物の個数密度を減少させ、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を長くすることができる。
　このため、冷延板焼鈍における加熱温度は８００～９００℃、保持時間は５～３００秒とする。好ましくは冷延板焼鈍における加熱温度は８００～８６０℃、保持時間は１５秒～１８０秒である。
　なお、ここでいう保持時間とは、加熱温度±１０℃の温度域における滞留時間である。
　ここで、加熱温度が８００℃未満になると、フェライト相におけるＣおよびＮの固溶限が十分に大きくならず、フェライト相へ固溶するＣｒ系炭窒化物の量が減少してＣｒ系炭窒化物間の距離が短くなる。そのため、所望の張り出し成形性が得られない。また、未再結晶粒が残存して延性が大きく低下する。
　一方、加熱温度が９００℃を超えると、保持中にオーステナイト相が生成して、その後の冷却においてオーステナイト相がマルテンサイト相へと変態して鋼板が著しく硬質化する。また、最終製品板の金属組織がフェライト相とマルテンサイト相の二相組織となって、塑性変形能が著しく低下し、所望の張り出し成形性が得られない。
　また、保持時間が５秒未満になると、当該保持中のＣｒ系炭窒化物のフェライト相への固溶が不完全となってＣｒ系炭窒化物間の距離が短くなり、所望の張り出し成形性が得られない。さらに、未再結晶粒が残存するために延性が大きく低下する。
　一方、保持時間が３００秒を超えると、結晶粒が著しく粗大化して鋼板の光沢度が低下し、表面品質の観点で好ましくない。
＜冷延板焼鈍の加熱温度～５００℃における平均冷却速度：１０℃／ｓ以上＞
　上記の保持後の冷却では、Ｃｒ系炭窒化物の再析出が生じる。すなわち、冷延板焼鈍の保持中に、Ｃｒ系炭窒化物はフェライト母相へ固溶する。これによりフェライト相中の固溶ＣおよびＮが増加し、冷却中にフェライト相に対して過飽和となって、Ｃｒ系炭窒化物として再析出する。
　このため、Ｃｒ系炭窒化物の平均距離を長くする観点からは、特に、Ｃｒ系炭窒化物の析出温度域である５００℃以上の温度域における冷却速度を速くすることによってＣｒ系炭窒化物の再析出を抑制し、冷却前までに形成されたＣｒ系炭窒化物間の平均距離が十分に長い金属組織を維持することが重要となる。
　ここで、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合、冷延板焼鈍の保持中に生じたフェライト相中の固溶ＣおよびＮが、Ｃｒ系炭窒化物として再析出することを十分に抑制することができないため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離が短くなり、所望の張り出し成形性が得られない
　従って、冷延板焼鈍の加熱温度～５００℃における平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。好ましくは１５℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却を急激に行った場合、鋼板にゆがみが発生するおそれがあるため、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下が好ましい。
　なお、冷却方法について特に限定はなく、ガスジェット冷却やミスト冷却、ロール冷却等を用いることができる。また、冷延板焼鈍については、より高い光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行ってもよい。
　そして、上記の冷延板焼鈍後、必要に応じて酸洗を施すことで、上記のフェライト系ステンレス鋼板が製造される。
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）の溶鋼をそれぞれ、容量：１５０ｔｏｎの転炉と真空酸素脱炭処理（ＶＯＤ）法を用いた精錬により溶製し、ついで、連続鋳造により幅：１０００ｍｍ、厚さ：２００ｍｍのスラブとした。
　該スラブを１２００℃で１時間加熱した後、熱間圧延として、３段のスタンドからなるリバース式圧延機を用いた７パスの粗圧延と、７段のスタンドからなる一方向圧延機を用いた７パスからなる仕上げ圧延とを施し、約７５０℃で巻取処理を行って、板厚：約５．０ｍｍの熱延鋼板とした。
　ついで、これらの熱延鋼板に、表２に記載する条件で箱焼鈍法を用いた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施した。
　かくして得られた鋼板を、板厚：１．０ｍｍまで冷間圧延した後、表２に記載の条件で冷延板焼鈍を行った。なお、保持後の冷却は、ガスジェット冷却またはミスト冷却により行った。また、冷却終了後、酸洗による脱スケール処理を行った。
　ここで、表２の保持時間は、加熱温度±１０℃の温度域における滞留時間である。
　なお、表２に記載の平均加熱速度は、５００℃～加熱温度に到達するまでの平均加熱速度である。また、表２に記載の平均冷却速度は、加熱温度～５００℃に到達するまでの平均冷却速度である。
　かくして得られた鋼板について、金属組織の同定およびフェライトの体積率の測定、ならびに、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離の測定を行った。
　ここで、金属組織の同定およびフェライトの体積率の測定は、前述した方法により行った。すなわち、得られた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、板厚１／４位置の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、金属組織の形態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各視野にて求め、その平均値をフェライト相の体積率とした。なお、析出物および介在物の体積率は除外している。
　また、円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離の測定も、前述した方法により行った。
　これらの結果を同じく表２に示す。また、参考のため、図１および図２に、表２のＮｏ．１およびＮｏ．１２についてＣｒ系炭窒化物間の平均距離の測定に使用した金属組織写真を示す。
　また、以下の方法により、（１）張り出し成形性の評価、および、（２）耐食性の評価を行った。評価結果を表２に併記する。
（１）張り出し成形性の評価
　得られた鋼板の圧延平行方向、圧延４５°方向および圧延直角方向をそれぞれ最大対数ひずみ方向として、ＩＳＯ１２００４－２：２００８に準拠した成形試験を行い、成形限界線図（ＦＬＤ）を作成した。
　具体的には、鋼板表面に評点間距離が１ｍｍとなるように直径５ｍｍのスクライブドサークルをマーキングし、種々の条件下における成形試験、すなわち、
・単軸応力下の成形限界については、ＪＩＳ　５号引張試験片を用いた引張試験、
・平面ひずみ状態における成形限界については、１３０ｍｍ角にせん断した後に円周上にビードを付与した試験片を用いたバルジング試験、
・等二軸応力下における成形限界については、正円形にブランクした試験片を用いたバルジング試験、
・不等二軸応力下における成形限界については、種々の楕円率で楕円形にブランクした試験片を用いたバルジング試験、
をそれぞれ行い、各試験前後の試験片をそれぞれ写真撮影した。ついで、各試験前後での試験片のスクライブドサークルの形状変化量を、写真の画像処理により定量測定して、各試験によって付与されたひずみを測定し、成形限界線図（ＦＬＤ）を作成した。
　得られた成形限界線図（ＦＬＤ）から成形限界の最大対数ひずみの最小値を求め、最大対数ひずみの最小値が０．２０以上の場合を合格（○）、０．２０未満の場合を不合格（×）として評価した。
（２）耐食性の評価
　得られた鋼板から、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。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１０％以下の場合を合格（◎、特に優れる）、１０％超２５％以下を合格（○）、２５％超の場合を不合格（×）として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　発明例ではいずれも、優れた張り出し成形性と優れた耐食性が得られていた。
　特に、Ｎｉを０．５８％含有したＮｏ．６（鋼Ａ６）、および、Ｃｒを１７．８％含有したＮｏ．８（鋼Ａ８）では、塩水噴霧サイクル試験における発錆面積率が１０％以下（◎）であり、一層優れた耐食性が得らていれた。
　一方、比較例であるＮｏ．１２（鋼Ｂ１）およびＮｏ．１３（鋼Ｂ２）は、製造条件は適正であるものの、Ｃ含有量およびＮ含有量がそれぞれ適正範囲を上回るため、Ｃｒ系炭窒化物の析出量が過剰となってＣｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に確保することができず、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．１４（鋼Ｂ３）は、Ｓｉ含有量が適正範囲を上回るため、鋼板が硬質化して塑性変形能が低下し、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．１５およびＮｏ．１６は、冷延板焼鈍の平均加熱速度が適正範囲を上回るため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に確保することができず、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８は、冷延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を上回るため、冷延板焼鈍の保持中にオーステナイト相が生成し、保持後の冷却においてオーステナイト相からマルテンサイト相に変態して、鋼板が著しく硬質化した。また、最終製品板の金属組織がフェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織となったために、鋼板の塑性変形能が著しく低下した。このため、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．１９およびＮｏ．２０は、冷延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を下回るため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に確保することができず、また、未再結晶粒が残存した金属組織となって、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．２１およびＮｏ．２２は、冷延板焼鈍の保持時間が適正範囲を下回るため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に確保することができず、また、未再結晶粒が残存した金属組織となって、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．２３およびＮｏ．２４は、冷延板焼鈍の冷却速度が適正範囲を下回るため、当該冷却中にＣｒ系炭窒化物が多量かつ微細に再析出して、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離を十分に確保することができず、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．２８は、熱延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍におけるＣｒ系炭窒化物の凝集・粗大化ならびにフェライト相への固溶が不十分となって、Ｃｒ系炭窒化物の分布の不均一が生じた。そのため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離が十分ではない領域が局所的に形成され、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．２９は、熱延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を上回るため、熱延板焼鈍においてオーステナイト相が再生成し、その結果、熱延板焼鈍後の金属組織においてＣｒ系炭窒化物の分布の不均一が生じた。そのため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離が十分ではない領域が局所的に形成され、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　Ｎｏ．３０は、熱延板焼鈍の保持時間が適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍におけるＣｒ系炭窒化物の凝集・粗大化ならびにフェライト相への固溶が不十分となって、Ｃｒ系炭窒化物の分布の不均一が生じた。そのため、Ｃｒ系炭窒化物間の平均距離が十分ではない領域が局所的に形成され、所望の張り出し成形性が得られなかった。
　本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、プレス成形時に高い張り出し成形性が要求される用途、例えば、エクステリア部材や厨房器具、食器へ適用して、特に有利である。
 

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２５～０．０５０％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
    　Ｍｎ：０．４５～１．００％、
    　Ｐ：０．０４％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｃｒ：１６．０～１８．０％、
    　Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｎ：０．０２５～０．０６０％および
    　Ｎｉ：０．０５～０．６０％
    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、
    　円相当直径で０．０５μｍ以上のＣｒ系炭窒化物間の平均距離が３．０μｍ以上であり、
    　成形限界線図に基づく成形限界の最大対数ひずみの最小値が０．２０以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 　請求項１に記載の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：１時間以上の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延して冷延鋼板とし、ついで、該冷延鋼板に、加熱温度：８００～９００℃、保持時間：５～３００秒の冷延板焼鈍を施し、
    　上記冷延板焼鈍において、５００℃～加熱温度における平均加熱速度を２０℃／ｓ以下とし、かつ、加熱温度～５００℃における平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする、フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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