JP4166657B2 - フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼板、より詳しくは、面内異方性の小さいフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板、およびこの冷延焼鈍鋼板が安定して得られる中間製品としてのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、並びにこれらの鋼板の製造方法に関する。

フェライト系ステンレス鋼は、優れた耐食性、耐熱性および成形性を有しているため、各種の厨房器具や電気製品、および自動車排気系部品等として広く使用され、また、その用途の多様性から複雑なプレス成形部品にも使用され、その冷延焼鈍鋼板はプレス成形性の向上が望まれている。

成形性を表す指標の一つとして面内異方性が挙げられる。面内異方性が大きいとイヤリングと呼ばれるプレス時の耳が生じ、プレス割れやプレス形状の制限等が発生するため、面内異方性が小さい（等方性に優れた）鋼板が望まれる。

面内異方性は、下記の(3)式で求められる△ｒで評価され、△ｒが低いほど鋼板の面内異方性が小さくなって等方性に優れ、また下記の(4)式で求められる平均ｒ値が高いほど成形性に優れた鋼板であるといえる。

△ｒ＝（ｒ₀＋ｒ₉₀）／２−ｒ₄₅ ・・・ (3)式
平均ｒ値＝（ｒ₀＋２ｒ₄₅＋ｒ₉₀）／４ ・・・ (4)式
ここで、ｒ₀は圧延方向のランクフォード値、ｒ₄₅は圧延方向に対して４５゜の方向のランクフォード値、ｒ₉₀は圧延方向に対して９０゜の方向のランクフォード値である。

面内異方性は、結晶方位学的にも説明することができ、再結晶組織の配向性に着目して面内異方性を改善することが可能である（例えば非特許文献１）。特に、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の再結晶集合組織における面方位は、(220)、(222)、(200)面等が挙げられ、これらの面方位の集積度、言い換えれば、面強度比を制御することにより面内異方性の改善が可能となる。

面内異方性を改善させるための面方位制御としては、再結晶時の各方位の核生成頻度、成長速度の差異を用いたものが見られ、例えば特許文献１では冷間圧延での圧下率を制御することにより(222)面の集積を強くして各方向に対するｒ値の改善を図っているが、最適な圧下率の範囲が狭く、広範囲の製品板厚には対応できない。

同じく、特許文献１では、熱延での仕上げパスの大圧下および終了温度を低温とする等により(222)面の強度比を制御し、△ｒの低減を図っている。しかし、大圧下圧延や低温熱延は熱延ワークロールの焼き付きによるコイルの表面品質の低下やワークロールの寿命を縮める恐れがある。また、熱延での表面品質の低下は、コイルグラインダーによる手入れが必要で製造工程の増加を伴うために製造コストが高くなる可能性がある。

また、特許文献２および３では、冷延後の最終焼鈍前の任意な工程において４５０〜７５０℃あるいは７００〜８５０℃の温度域で析出処理を施すことで微細な析出物を析出させることによって再結晶方位制御を行っているが、これらはある特定サイズの析出物のピン止め効果によりその後の再結晶過程において各方向に対するｒ値を低下させる(200)面の成長を抑制して異方性を改善しようとするものである。

同じく、特許文献１では、熱延での仕上げパスの大圧下および終了温度を低温とする等することにより(222)面の強度比を制御し、△ｒの低減を図っている。しかし、大圧下圧延や低温熱延は熱延ワークロールの焼き付きによるコイルの表面品質の低下やワークロールの寿命を縮める恐れがある。また、熱延での表面品質の低下は、コイルグラインダーによる手入れが必要で製造工程の増加を伴うために製造コストが高くなる可能性がある。

さらに、特許文献４では、熱延での巻き取り温度を高温とすることで完全な再結晶組織を得、これによって熱延板焼鈍を省略しても良好な平均ｒ値が得られるとしているが、巻き取り時の再結晶による軟化によって表面キズが発生しやすくなり、やはり表面品質が低下する可能性が高い。また、巻き取り温度はばらつきが大きく、安定して最終製品の冷延焼鈍鋼板にその効果が見られる熱延焼鈍鋼板は得られない。

上記従来の方法により製造された最終製品の冷延焼鈍鋼板は、△ｒがいずれも正の値でることから、前述した(3)式より、ｒ₄₅値がｒ₀値とｒ₉₀値の平均値よりも低い値であり、また平均ｒ値については、前述した(4)式より、ｒ₄₅値の影響を他方向のｒ値よりも２倍の大きさで受ることがわかる。つまり、ｒ₄₅値を向上させれば△ｒが低減できて等方性が良好になるとともに、平均ｒ値も高くなって加工性も良好になることがわかる。

ここで、非特許文献２には、結晶方位学的な計算結果が示されており、その計算結果から、特に(110)面方位がｒ₄₅値を低下させることがわかっている。言い換えれば、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板のような多結晶組織では、(110)面の集積を抑制することができれば、ｒ₄₅値を向上させることができる。

しかしながら、最終製品であるフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板に必要とされている等方性と成形性が確保できる(110)面の集積度は解明されておらず、また表面品質を保ち、かつ製造能力の阻害を招くこともなく、より簡便な方法によって(110)面の集積度を抑制するための手段については知られていなかった。

特開平１０−１２１２０５号公報

特開２００２−１９４５０７号公報 特開２００２−１９４５０８号公報 特開平９−２５６０６４号公報 ステンレス鋼便覧 ステンレス協会編 平成７（１９９５）年1月２４日 日本工業新聞社発行 第９１〜９７頁 金属学会セミナー「集合組織」 日本金属学会編 昭和５６年６月１日 社団法人 日本金属学会 第９２〜９３頁

本発明は、上記の実状に鑑みてなされたもので、第１の目的は(110)面の集積を抑制することでｒ₄₅値を向上させて△ｒ値を低くすることにより面内異方性を小さくするとともに、平均ｒ値を高くした等方性と成形性の良好なフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を提供することにある。また、第２の目的は前記の冷延焼鈍鋼板を安定して得るための中間製品であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板を提供することにある。さらに、第３の目的は前記の冷延焼鈍鋼板および熱延焼鈍鋼板を従来にない簡便な手段によって安定して製造することができる製造方法を提供することにある。

本発明者らは、前記の課題を達成するために種々実験研究を行い、次のことを知見して上記の本発明を完成させた。

(a) 最終製品のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板に必要とされている等方性と成形性は、(110)面の集積度を下記の(1)式を満足する値以下に抑制すると確保される。
｛Ｉ₍₁₁₀₎／（Ｉ₍₂₀₀₎＋Ｉ₍₁₁₀₎＋Ｉ₍₂₂₂₎）｝／
｛Ｉ_R(110)／（Ｉ_R(200)＋Ｉ_R(110)＋Ｉ_R(222)）｝≦０．３０ ・・・ (1)式
ただし、Ｉ₍₁₁₀₎、Ｉ₍₂₀₀₎およびＩ₍₂₂₂₎は供試材のＸ線回折による(110)面、(200)面および(222)面の面反射強度、Ｉ_R(110)、Ｉ_Ｒ(200)およびＩ_R(222)はランダム試料のＸ線回折による(110)面、(200)面および(222)面の面反射強度。

(b) 上記の(1)式を満足するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、鋼板内部の金属組織が下記の(2)式を満たす展伸粒組織であり、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％の熱延焼鈍鋼板を用いれば安定して得られる。
Ｌ／ｔ≧５ ・・・ (2)式
ただし、Ｌは結晶粒の熱間圧延方向長さ（μｍ）、ｔは結晶粒の板厚方向長さ（μｍ）とする。

(c) 上記の(2)式を満たすフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板は、フェライト系ステンレス鋼を熱延後、７００〜９５０℃の温度域で焼鈍を施すという簡単な操作のみで得られ、上記の(1)式を満足するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、前記の焼鈍後に脱スケール処理を施した熱延焼鈍鋼板に圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、その後通常の最終焼鈍を施せば安定して得られる。

以上の知見に基づく本発明の要旨は、下記(a)のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板、下記(b)のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、下記(c)のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法および下記(d)のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法、並びに、下記(e)および下記(f)のフェライト系ステンレス焼鈍鋼板にある。

(a) 冷延後に焼鈍処理されたフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板であって、板厚中央における配向性が前述の(1)式を満足するフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。

(b) 上記(a)に記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を得るための熱延後に焼鈍処理された中間製品としてのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板であって、鋼板内部の金属組織が前述の(2)式を満足する圧延方向に伸びた展伸粒組織であり、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。

(c) 上記(b)に記載のフェライト系ステンレス鋼を熱延後、７００〜９５０℃の温度域で焼鈍を行う弧とを特徴とする、フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。

(d) 上記(a)に記載のフェライト系ステンレス鋼を熱延後、７００〜９５０℃の温度域で焼鈍を行うことによって鋼板内部の金属組織が前述の(2)式を満足する圧延方向に伸びた展伸粒組織で、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板となし、この熱延焼鈍鋼板に脱スケール処理を施し、次いで圧下率４０％以上の冷間圧延と仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする、フェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。

(e) 上記(a)または(b)記載のフェライト系ステンレス鋼が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、ＴｉおよびＮｂの１種以上：合計で８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％、Ａｌ：０．１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＣａおよびＭｇの含有量が、それぞれ、０．０４％以下、０．０３％以下、０．００１０％以下、０．００１０％以下のフェライト系ステンレス鋼であることを特徴とする、フェライト系ステンレス焼鈍鋼板。

(f) 上記(e)のフェライト系ステンレス鋼のＦｅの一部を下記の第１群から第３群のうちの少なくとも１群から選ばれた少なくとも１種の成分で置き換えてなる化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼であることを特徴とする、フェライト系ステンレス焼鈍鋼板。
第１群；質量％で、Ｍｏ：０．３〜２．０％およびＣｕ：０．２〜０．５％の１種以上
第２群；質量％で、Ｖ：０．２〜０．５％
第３群；質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１％

本発明のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板は、(110)面への集積が少ないため、△ｒが小さくて面内異方性に優れ、かつ平均ｒ値が高くて成形性が良好なだけでなく、耐リジング性も良好であるため、複雑なプレス成形を可能とし、建材、厨房用品、電気製品や自動車用の素材として使用して極めて有用である。また、本発明のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板によれば、前記のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板が安定して得られる。さらに、本発明の熱延焼鈍鋼板の製造方法は低温焼鈍するだけでよく、特別な化学組成の鋼を必ずしも必要としないので、安価に製造可能である。また更に、本発明の冷延焼鈍鋼板の製造方法は冷間圧延での圧下率を４０％以上に管理するだけでよいので製造容易であり、得られた冷延焼鈍鋼板は表面性状が良好である。

以下、本発明を上記のように定めた理由について詳細に説明する。なお、以下において「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

１．冷延焼鈍鋼板について、
本発明の冷延焼鈍鋼板は、前述したとおり、板厚中央における配向性が前記の(1)式を満足する必要がある。これは、(1)式の左辺の値が０．３０を超える場合には、(110)面への集積が高すぎるために低い△ｒと高い平均ｒ値が得られず、必要とされる等方性と成形性が確保できないからである。このことは、後述する実施例からも明らかである。

２．熱延焼鈍鋼板について、
本発明の熱延焼鈍鋼板は、前述したとおり、鋼板内部の金属組織が前記の(2)式を満足する圧延方向に伸びた展伸粒組織であり、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％である必要がある。その理由は次のとおりである。

（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が２０％未満、または７５％を超えるとき、言い換えれば、整粒的な組織の板厚に占める割合が高すぎたり低すぎたりするときは、これを冷延焼鈍鋼板とした際の(110)面への集積抑制が不十分で、前述した(2)式を満足する本発明の冷延焼鈍鋼板が得られないからである。このことは、後述する実施例の結果からも明らかである。

また、本発明において、展伸粒組織を（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる組織としたのは次の理由による。本発明では、整粒的な再結晶組織と（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の最適な配分比にすることによって(110)面への集積を抑制することで、△ｒが小さく、かつ平均ｒ値が高い冷延焼鈍鋼板を得ることを主眼としている。一般的に熱延鋼板焼鈍による再結晶組織は、冷間圧延再結晶と比較して結晶粒が圧延方向に伸びやすい。種々実験研究の結果、（Ｌ／ｔ）＜５となるような結晶粒は完全な再結晶粒で、高温で焼鈍処理された従来の熱延焼鈍鋼板組織となり、このような再結晶粒で板厚全体が占有された組織では、最終製品である冷延焼鈍鋼板の(110)面への集積抑制が不十分で、△ｒの低減効果および平均ｒ値の向上効果は小さい。これに対して、（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織が本発明で規定する量存在する組織では、(110)面への集積抑制が十分に行われ、前記２つの効果がはるかに顕著なことが判明したためである。

（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が本発明で規定する量の熱延焼鈍鋼板の場合に、最終製品の冷延焼鈍鋼板の(110)面への集積が抑制され、△ｒが低減するとともに、平均ｒ値も向上する効果が顕著になる理由の詳細は明確ではないが、次のように考えられる。

一般に、熱間圧延中、鋼の組織は加工・回復を繰り返すために熱延鋼板焼鈍時の再結晶駆動力となる歪エネルギーの蓄積は小さい。熱延鋼板を十分に焼鈍して（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織が全く存在しない再結晶組織を得る場合には、その蓄積エネルギーが小さいために再結晶核数が少なく、その結果、熱延焼鈍鋼板の焼鈍組織は粗大化しやすい。その後の冷間圧延、焼鈍工程において、再結晶は熱延焼鈍鋼板の焼鈍組織の粒界に多く発生するため、粗大粒の場合、再結晶核が少なくなり、十分にランダムな組織が得られないので、(110)面への集積が十分に抑制されず、△ｒが大きくなって異方性が高くなる。

一方、（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が高すぎる場合には、冷間圧延後の焼鈍では再結晶核が多く、(110)面への集積が十分に抑制され、△ｒは小さくなるが、(110)面以外の面への集積が過大になって⁰ｒ₀値およびｒ₉₀値が低くなり、かえって平均ｒ値が低くなるだけでなく、最終製品の冷延焼鈍鋼板の組織中に熱延焼鈍鋼板の集合組織が残留してバンド状の混粒組織となりやすくなって、均一な加工性が得られない。

これに対して、（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％の場合には、再結晶駆動力となる歪エネルギーの蓄積量が大きくなって再結晶核数が多くなり、粗大化が抑制される結果、その後の冷間圧延、焼鈍工程において再結晶核が多くなって十分にランダムな組織となり、(110)面への集積が効果的に抑制され、△ｒが小さくなって等方性が向上するとともに、平均ｒ値も高くなって成形性が向上する。

３．素材の鋼について
素材の鋼は、フェライト系ステンレス鋼であればよく、その化学組成は特に制限されないが、例示すれば、ＪＩＳ Ｇ ４３０５に規定されているＳＵＳ４０５〜ＳＵＳＸＭ２７やＡＳＴＭに規定されているＳＵＳ４０５〜ＳＵＳＸＭ３３およびこれらの相当鋼等を挙げることができる。なお、本発明において、鋼の化学組成を特に制限する必要がないのは、最終製品である本発明の冷延焼鈍鋼板の△ｒや平均ｒ値、および耐リジング性は、素材である熱延焼鈍鋼板の板厚に占める（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の割合に依存しており、鋼組成、中でもＴｉやＮｂなどの安定化元素の種類やその含有の有無によらず、その効果が発揮されるからである。

しかし、（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の占める割合が板厚の２０〜７５％である熱延焼鈍鋼板を安定して得るためには、素材のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．０２％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、ＴｉおよびＮｂの１種以上：合計で８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなるフェライト系ステンレス鋼、より好ましくは、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜３０％、ＴｉおよびＮｂの１種以上：合計で８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％、Ａｌ：０．０４％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＣａおよびＭｇの含有量が、それぞれ、０．０４％以下、０．０３％以下、０．００１０％以下、０．００１０％以下のフェライト系ステンレス鋼であることが望ましい。その理由は次のとおりである。

Ｃ：０．０２％以下
Ｃはｒ値および伸びを低下させるだけでなく、耐食性にも有害な元素であるので、その含有量は０．０２％以下とするのがよい。より好ましいのは０．０１％以下である。

Ｎ：０．０３％以下
Ｎも上記のＣと同様にｒ値および伸びを低下させるだけでなく、Ｃｒ窒化物を形成してＣｒ欠乏層を生じ、耐食性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．０３％以下とするのがよい。より好ましいのは０．０１％以下である。

Ｃｒ：１０〜３０％
Ｃｒは耐食性を確保するうえで不可欠であり、最低でも１０％以上の含有量が必要である。一方、３０％を超えると熱間加工性および冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１０〜３０％とするのがよい。

Ｔｉ、Ｎｂ：８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％
これらの元素はいずれも炭窒化物を形成し、耐食性を向上させる他、集合組織を制御して延性、加工性を向上させるのに有効であるので、いずれか一方または両方を添加するのがよいが、その合計含有量が８（％Ｃ＋％Ｎ）％未満では、前記の効果が十分でない。一方、その合計含有量が０．８０％を超えると、かえって前記の特性が低下する。このため、ＴｉとＮｂの含有量は合計で８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％とするのがよい。

Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、必ずしも鋼中に残留させる必要はないが、その含有量が２．０％を超えると、冷間加工性および延性の低下を招く。このため、残留させる場合のＳｉ含有量は２．０％以下とするのがよい。

Ｍｎ：１．５％以下
Ｍｎも上記のＳｉと同様に脱酸剤として有用な元素であり、必ずしも鋼中に残留させる必要はないが、その含有量が１．５％を超えると冷間加工性および耐食性の低下を招く。このため、残留させる場合のＭｎ含有量は１．５％以下とするのがよい。

Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌも上記のＳｉおよびＭｎと同様に脱酸剤として有用な元素であり、必ずしも鋼中に残留させる必要はないが、その含有量が０．１０％を超えると溶接性の低下を招く。このため、残留させる場合のＡｌ含有量は０．１０％以下とするのがよい。

Ｐ、Ｓ：それぞれ、０．０４％以下、０．０３％以下
ＰおよびＳは鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰なＰは熱間加工性および機械的性質をさせるが、０．０４％までであれば特に問題ない。一方、過剰なＳは結晶粒界に偏析して粒界脆化を促進させ、特に０．０３％を超えるとその影響が顕著になるので、Ｓ含有量は０．０３％以下とするのがよい。なお、ＰおよびＳの含有量は少ないほどよい。

Ｃａ、Ｍｇ：いずれも、０．００１０％以下
これらの成分は脱硫剤や耐火煉瓦から不可避的に混入するが、いずれの元素も０．００１０％までであれば特に問題ない。なお、ＣａおよびＭｇの含有量は少ないほどよい。

以上に説明したフェライト系ステンレス鋼の残部は、実質的にＦｅ、言い換えれば、Ｆｅと前記のＰ、Ｓ、ＣａおよびＭｇ以外の不純物である。なお、以上に説明したフェライト系ステンレス鋼は、必要に応じてＦｅの一部に代えて、下記の第１群から第３群のうちの少なくとも１群から選ばれた少なくとも１種以上の成分を含むものであってもよく、この場合においても本発明の効果は何ら損なわれない。

第１群（Ｍｏ、Ｃｕ）：
これらの元素はいずれも耐食性および高温強度を向上させるのに有効であるので、必要により、いずれか一方または両方を添加してもよく、その効果はＭｏでは０．３％以上、Ｃｕでは０．２％以上で得られる。一方、２．０％を超えるＭｏ、および０．５％を超えるＣｕはσ相やχ相の析出を助長し、かえって耐食性を劣化させるだけでなく、加工性をも劣化させる。このため、添加する場合のＭｏ含有量は０．３〜２．０％、Ｃｕ含有量は０．２〜０．５％とするのがよい。

第２群（Ｖ）：
Ｖは強度を向上させるのに有効であるので、必要により添加してもよく、その効果は０．２以上で得られる。一方、０．５％を超えると加工性を劣化させる。このため、添加する場合のＶ含有量は０．２〜０．５％とするのがよい。

第３群（Ｂ）：
Ｂは２次加工時における脆性改善に有効であるので、必要により添加してもよく、その効果は０．０００２％以上で得られる。一方、０．００１％を超えると加工性を劣化させる。このため、添加する場合のＢ含有量は０．０００２〜０．００１％とするのがよい。

４．熱延焼鈍鋼板の製造方法について
図１は、後述する実施例において用いた供試鋼中の符号Ａ〜Ｄの鋼からなる熱延後の鋼板を種々異なる温度で焼鈍処理した場合における（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合（％）を調査した結果を示す図である。

図１からわかるように、鋼によって多少異なるものの、（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の占める割合が２０〜７５％の組織は、７００〜９５０℃、好ましくは７００℃以上９００℃未満、より好ましくは７００〜８５０℃の温度域で焼鈍処理することにより得られる。また、鋼も本発明で望ましいとする化学組成を有するものがよいことがわかる。焼鈍温度以外の熱延焼鈍鋼板の製造条件は常法通りで十分である。

なお、フェライト系ステンレス鋼板で重要視される成形性能には、平均ｒ値や△ｒのような面内異方性の他に耐リジング性がある。リジングとは、鋼板を加工した際に表面にうねりが発生するフェライト系ステンレス鋼に特有の現象で、成形加工品の美観を損ねる原因となる。リジングの発生原因としては種々の研究がなされており、例えば鋳造組織や熱延板組織の集合組織に由来した変形挙動の異なる単位領域の存在であるとする考もある。

一般的に、耐リジング性を向上させる手段の一つとして、熱延時に形成された集合組織の破壊が考えられている。このため、熱延鋼板の焼鈍温度の低温化は耐リジング性を悪化させることが懸念される。しかし、熱延焼鈍鋼板の板厚に占める（Ｌ／ｔ）≧５の展伸粒組織の割合が２０〜７５％の範囲内であれば、これを素材とする冷延焼鈍鋼板の耐リジング性は何ら損なわれない。このことも、後述する実施例から明らかである。

５．冷延焼鈍鋼板の製造方法について
図２は、熱延焼鈍鋼板の（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合と、この熱延焼鈍鋼板を冷延後、焼鈍して得られる冷延焼鈍鋼板の△ｒとの関係を示す図である。この図２からわかるように、鋼によって多少異なるものの、熱延焼鈍鋼板の（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が２０％以上であると、この熱延焼鈍鋼板を冷延後、焼鈍して得られる冷延焼鈍鋼板の△ｒは小さいものが得られる。

冷延時の圧下率を４０％以上とすると、熱延焼鈍鋼板の配向性が優れ、平均ｒ値が増大するため、圧下率を４０％以上にするのが好ましい。圧下率を５０％以上とすると、耐リジング性が一層向上する。圧下率以外の冷延焼鈍鋼板の製造条件は常法通りで十分である。

表１に示す化学組成を有する６種類の鋼を常法により溶製し、得られた鋼塊を厚さ２００ｍｍのスラブにした。スラブは１１００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度９５０℃以下の熱間圧延を行って厚さ３ｍｍの熱延鋼板に仕上げ、７５０℃以下で巻き取った後、表２に示す種々の温度で焼鈍処理し、（Ｌ／ｔ）≧５以上の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合が表２に示す値の熱延焼鈍鋼板を得た。

次いで、得られた各熱延焼鈍鋼板に表２に示す圧下率の冷間圧延を施して厚さの異なる冷延鋼板に仕上げ、その後、９００〜１０００℃で焼鈍処理して冷延焼鈍鋼板とし、各冷延焼鈍鋼板の肉厚中央における配向性、ｒ値、面内異方性（△ｒ）、耐リジング性を調査した。 肉厚中央における配向性は、得られた冷延焼鈍鋼板の片面を板厚の１／２位置近傍まで研削除去した後、研削による加工層を除去するために化学研磨した試料と同様の処理によるランダム試料を作製し、得られた試料を用いてＸ線回折により、(200)、(110)および(222)の各面の反射強度をそれぞれ測定し、前述した(1)式の左辺により求めた。なお、Ｘ線回折は、照射Ｘ線として、Ｘ線管球のターゲットがＭｏのものを使用し、試料回転数が３．０ｄｅｇ／ｍｉｎ、照射角度（２θ）が１５〜１２０゜の条件で行った。

ｒ値は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される１３Ｂ号試験片を用いて１５％引張歪みを与えた後、３点法によってｒ₀、ｒ₄₅、ｒ₉₀を測定し、前述した(4)式により平均ｒ値を求めた。また、面内異方性（△ｒ）は、前述した(3)式により求めた。

耐リジング性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号引張試験片をその長手方向が圧延方向になるように採取し、２０％引張歪みを与えた後、その表面のシワ（うねり）高さ（μｍ）の程度により、下記Ａ〜Ｆの６段階で評価した。評価がＡ〜Ｃであれば合格とした。

Ａ：≦８、Ｂ：≦２０、Ｃ：≦２４、Ｄ：≦３０、Ｅ：≦６０、Ｆ：≦１６０

表２から明らかなように、熱延鋼板の焼鈍温度が本発明で規定する範囲内を外れていて板厚に占める（Ｌ／ｔ）≧５以上の結晶粒からなる展伸粒組織の割合が低くすぎる熱延焼鈍鋼板（供試材Ｄ１，Ｅ２，Ｆ２及びＧ１）では、得られた冷延焼鈍鋼板の板厚中央における配向性はいずれも高く、ｒ₄₅が著しく低いために△ｒが大きく、平均ｒ値も低い。

これに対し、熱延鋼板の焼鈍温度が本発明で規定する範囲内で板厚に占める（Ｌ／ｔ）≧５以上の結晶粒からなる展伸粒組織の割合が本発明で規定する範囲内の熱延焼鈍鋼板である冷延焼鈍鋼板（供試材Ａ１〜Ａ５，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｄ２，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ２及びＨ１）では、板厚中央における配向性が低く、いずれの方向のｒ値も特に問題なくて△ｒが小さく、平均ｒ値も高いだけでなく、耐リジング性も良好である。

本発明の冷延焼鈍鋼板は、△ｒが小さくて面内異方性が小さく、平均ｒ値が高くて成形性に優れ、しかも耐リジング性も良好なため、建材、厨房用品、電気製品、自動車用に限らず、プレス成形性と耐食性が要求されるあらゆる用途に適用可能である。

熱延鋼板の焼鈍温度と（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織が焼鈍後の熱延焼鈍鋼板の板厚に占める割合（％）との関係を示す図である。 図２は、熱延焼鈍鋼板の（Ｌ／ｔ）≧５の結晶粒からなる展伸粒組織の板厚に占める割合と、この熱延焼鈍鋼板を冷延後、焼鈍して得られる冷延焼鈍鋼板の△ｒとの関係を示す図である。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２％以下、
   Ｓｉ：２．０％以下、
   Ｍｎ：１．５％以下、
   Ｎ ：０．０３％以下、
   Ｃｒ：１０〜３０％、
   ＴｉおよびＮｂの１種以上：合計で８（％Ｃ＋％Ｎ）〜０．８０％、
   Ａｌ：０．１％以下
   を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＣａおよびＭｇの含有量が、それぞれ、０．０４％以下、０．０３％以下、０．００１０％以下、０．００１０％以下のフェライト系ステンレス鋼を冷延後に焼鈍処理されたフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板であって、板厚中央における配向性が、下記の（１）式を満足することを特徴とするフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板。
   ｛Ｉ₍₁₁₀₎ ／（Ｉ₍₂₀₀₎ ＋Ｉ₍₁₁₀₎ ＋Ｉ₍₂₂₂₎ ）｝／｛Ｉ_{R (110)} ／（Ｉ_{R (200)} ＋Ｉ_R(110)＋Ｉ_R(222)）｝≦０．３０ … （１）式
   ただし、Ｉ₍₁₁₀₎ 、Ｉ₍₂₀₀₎ およびＩ₍₂₂₂₎ は供試材のＸ線回折による（１１０）面、（２００）面および（２２２）面の面反射強度、Ｉ_{R (110)} 、Ｉ_{R (200)} およびＩ_R(222) はランダム試料のＸ線回折による（１１０）面、（２００）面および（２２２）面の面反射強度。
2. 請求項１記載のフェライト系ステンレス鋼のＦｅの一部を下記の第１群から第３群のうちの少なくとも１群から選ばれた少なくとも１種の成分で置き換えてなる化学組成を有するフェライト系ステンレス鋼であることを特徴とする鋼板。
   第１群；質量％で、Ｍｏ：０．３〜２．０％およびＣｕ：０．２〜０．５％の１種以上
   第２群；質量％で、Ｖ：０．２〜０．５％
   第３群；質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００１％
3. 請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板を得るための熱延後に焼鈍処理された中間製品としてのフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板であって、鋼板内部の金属組織が下記の（２）式を満足する圧延方向に伸びた展伸粒組織であり、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％であることを特徴とするフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板。
   Ｌ／ｔ≧５ … （２）式
   ただし、Ｌは結晶粒の熱間圧延方向長さ（μｍ）、ｔは結晶粒の板厚方向長さ（μｍ）とする。
4. フェライト系ステンレス鋼を熱延後、７００〜９５０℃の温度域で焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載のフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板の製造方法。
5. フェライト系ステンレス鋼を熱延後、７００〜９５０℃の温度域で焼鈍を行うことによって鋼板内部の金属組織が下記の（２）式を満足する圧延方向に伸びた展伸粒組織で、この展伸粒組織の板厚に占める割合が２０〜７５％であるフェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板となし、この熱延焼鈍鋼板に脱スケール処理を施し、次いで圧下率４０％以上の冷間圧延と仕上げ焼鈍を施すことを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板の製造方法。
   Ｌ／ｔ≧５ … （２）式
   ただし、Ｌは結晶粒の熱間圧延方向長さ（μｍ）、ｔは結晶粒の板厚方向長さ（μｍ）とする。

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