(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｓｎ：０．００５〜１％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚をｔとしたとき、表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度が２以上であることを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃｏ：０．００１〜０．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
熱延板焼鈍工程において、熱延板を８５０℃以上に加熱し、
５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として冷却し、
冷延工程において、直径が１５０ｍｍ以下のロール径を用い、圧下率６０％以上で圧延する
ことを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性とリジング特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。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼板は、耐食性や耐熱性に優れており、家電製品、輸送機器、建築用等の様々な分野で使用されている。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼に比べて延性に劣るとともに、成形加工時にリジングと呼ばれる表面凹凸が生じ、表面品質や成形加工後の研磨性を阻害する問題がある。【０００３】
成形性の向上に関しては、特許文献１に記載される様に、ＣやＮを低減し、かつＴｉやＮｂを添加する方法が開示されている。鋼成分を高純度化し｛１１１｝結晶方位を増加させることで、フェライト系ステンレス鋼板は深絞り性の指標であるｒ値が向上し、成形性を向上させることが可能となる。【０００４】
リジングに関しては、鋳造組織や熱延組織に起因して類似の結晶方位を有する結晶粒集団（コロニー）が製品板に残存することでリジングが発生することが知られている。この中で、特に｛１００｝結晶方位を有するコロニーを低減させるための技術が数多く開示されている。代表的な技術としては、凝固組織を等軸化する手法として特許文献２等に示されている、電磁撹拌、凝固核接種、低温鋳造等がある。また、熱延条件や焼鈍条件や製品板のコロニーサイズの限定が、特許文献３〜５等で公知となっている。【０００５】
以上の様に、従来のフェライト系ステンレス鋼板のｒ値向上やリジング低減には、成分調整や製造条件の適正化によるものが開示されている。特にリジングに関しては完全に無害化できるレベルまで到達しておらず、板厚方向の不均一な組織、集合組織を制御し、更なる表面品質改善が必要である。【０００６】
一方、特許文献６，７および８において、Ｓｎ添加フェライト系ステンレス鋼に関する特許が公開されている。特許文献７には、耐食性、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関する技術が開示されており、加工性に関しては、Ｓｎ添加鋼で０．２％耐力が３００ＭＰａ以下、破断伸びが３０％以上とする技術が示されている。しかしながら、０．２％耐力や破断伸びだけでは深絞り性やリジング性は十分満足するものが得られず、加工性に関する課題が残されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６１−２６１４６０号公報
【特許文献２】特願昭５０−１２３２９４号公報
【特許文献３】特公昭６１−１９６８８号公報
【特許文献４】特公昭５７−３８６５５号公報
【特許文献５】特開平１０−３３０８８７号公報
【特許文献６】特開２００８−１９０００３号公報
【特許文献７】特開２００９−１７４０３６号公報
【特許文献８】特開２０１０−１５９４８７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、既知技術の問題点を解決し、成形性が良好でリジングの発生が少ない加工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を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決するために、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の加工性、リジング性に関して、鋼組成、製造過程における集合組織形成、さらにはリジングの発生機構に関する詳細な研究を行った。【００１０】
その結果、鋼板内部に特定の結晶方位の組織を生成することにより、深絞り性や耐リジング性に代表される成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を製造することが可能であることを見出した。【００１１】
上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃｒ：１０〜３０％、Ｓｎ：０．００５〜１％、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．００５〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、板厚をｔとしたとき、表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度が２以上であることを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃｏ：０．００１〜０．５％、Ｓｂ：０．００５〜０．３％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％から選択される１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、熱延板焼鈍工程において、８５０℃以上に加熱し、５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として冷却し、冷延工程において、直径が１５０ｍｍ以下のロール径を用い、圧下率６０％以上で圧延することを特徴とする加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
である。
【発明の効果】
【００１２】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば特にリジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を特別な新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】冷延焼鈍板の表層からｔ／４における｛１００｝＜０１２＞方位強度とリジング高さの関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に本発明の限定理由について説明する。
Ｃｒは、耐食性、高温強度および耐酸化性の確保のために１０％以上添加する必要があるが、３０％以上の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よって、Ｃｒの範囲は１０〜３０％とした。さらに、コストと耐食性の観点では１３．０〜２５．０％が望ましい。なお、製造性や高温延性を考慮すると、１３．０〜１８．０％が望ましい。１５．５〜１６．５％であってもよい。
【００１５】
Ｓｎは、結晶方位制御によるリジング抑制のために本発明で極めて重要な元素であり、０．００５〜１％を添加する。Ｓｎは粒界に偏析しやすい元素であり、製造工程における熱延板焼鈍工程で粒界偏析が生じる。本発明者らは、これを冷間圧延し、再結晶のための熱処理を施すと、Ｓｎ偏析部からリジング低減に有効な特徴的な結晶方位が核生成しやすくなることを見出した。
【００１６】
一般的に冷間圧延後の再結晶方位としては、板厚中心部では｛１１１｝結晶方位が主として発達する。この他に｛１１１｝よりも塑性変形能が小さく板厚減少が生じやすい｛１００｝方位がコロニー状に存在すると、加工後に表面凹凸が生じリジング性が悪くなる。一方、表層からｔ／４部近傍においては、｛１１１｝結晶方位は弱くなる。本研究では、Ｓｎを添加した場合、冷間圧延後の焼鈍段階で表層からｔ／４近傍において｛１００｝＜０１２＞方位が形成されやすくなることを知見した。冷間圧延時に表層からｔ／４部は大きなせん断歪が材料内部に作用する。熱延板焼鈍時にＳｎが粒界偏析していると、このせん断歪が偏析部に顕著に作用し、その後の熱処理工程で｛１００｝＜０１２＞という特異な結晶方位が核生成しやすくなると考えられる。
【００１７】
後述する様に、｛１００｝＜０１２＞方位が表層からｔ／４部に生成すると、板厚中心層部のコロニー間の塑性異方性に起因して生じる凹凸を緩和する作用が表層部近傍で起きるため、表面凹凸が生じにくくなると推定される。Ｓｎの粒界偏析と｛１００｝＜０１２＞方位形成には、０．００５％以上の添加でおきることから、下限を０．００５％とした。一方、過度な添加は製造工程における割れ等の問題が生じることから、その上限を１％とした。また、溶接性が劣化する観点から、上限を０．５％とするのが望ましい。さらに、耐食性や靭性の観点から、０．０３〜０．５％が望ましい。さらに望ましくは０．１〜０．３％であり、最適には０．１５〜０．２５％である。
【００１８】
本発明では、上記の様にＳｎ添加によって、製造過程でＳｎが粒界偏析を生じることを活用し、冷延および焼鈍後に板厚表層からｔ／４部近傍で、通常ではほとんど発生しないマイナーな結晶方位｛１００｝＜０１２＞を発生させ、リジング低減に図ることが特徴である。
【００１９】
図１に表層からｔ／４近傍における｛１００｝＜０１２＞方位強度とリジング性の関係を示す。ここでは、１７％Ｃｒ鋼（０．００５％Ｃ−０．１％Ｓｉ−０．１％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．０００１％Ｓ−０．１％Ｔｉ−０．１８％Ｎｂ−０．００７％Ｎ）でＳｎ無添加（＜０．００１％）と０．２％Ｓｎ添加鋼を真空溶解し、熱延、冷延、焼鈍を施して冷延焼鈍板を得た。｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度は、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、表層からｔ／４近傍領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで測定面を現出）の（２００）、（３１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得、結晶方位強度（ランダムサンプルとの強度比率）を求めた。
【００２０】
リジング性に関しては、冷延焼鈍板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、圧延方向と平行に１６％の歪を付与し、リジング高さ（圧延方向と直角方向に生じる凹凸の最大距離）と目視検査でリジング性を評価した。目視検査のランクは、
Ａ：リジングが認められない（リジング高さ５μｍ以下）、
Ｂ：リジングが目視で若干認められる（リジング高さ１０μｍ以下）、
Ｃ：リジングが目視で明瞭に認められる（リジング高さ２０μｍ）、
Ｄ：リジングが目視で明瞭に認められるとともに、表面を指で触ったときに凹凸の発生が分かる（リジング高さ３０μｍ超）
である。
【００２１】
図１より、表層からｔ／４（ｔは板厚）における｛１００｝＜０１２＞方位のＸ線回折強度を２以上とすることで、リジング特性がＡレベルとなり、実用上問題ないレベルまで低減することが可能となる。そこで、｛１００｝＜０１２＞方位強度の下限を２以上とした。該結晶方位は、上記の様にＳｎの粒界偏析とせん断歪付与によって得られる。より顕著に生じさせるためには、Ｓｎの粒界偏析量の増加や強せん断歪が必要である。これらは、製造性に課題を伴う場合がある他、ｒ値の低下にも繋がることから、望ましい範囲として上限を１０以下とする。
【００２２】
Ｃは、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させることから、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。さらに、製造コスト、耐食性および加工性を考慮すると０．００２〜０．０５％が望ましい。さらに耐食性の観点から、０．００２〜０．００９％とすることが望ましい。
【００２３】
ＮもＣと同様、加工性、耐食性および耐酸化性を劣化させることから、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。さらに、製造コスト、耐食性および加工性を考慮すると０．００２〜０．０５％が望ましい。
【００２４】
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性や高温強度を向上させる元素であり、０．０１％以上添加する。過度な添加は、常温延性を低下させて加工性を劣化させるため、上限を３．０％とした。さらに、材質および酸化特性を考慮すると０．０５〜１．０％が望ましい。さらに望ましくは０．１〜０．７％である。
【００２５】
Ｍｎは、高温においてＭｎＣｒ2Ｏ4やＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。この効果は、０．０１％以上で発現することから、下限を０．０１％とした。一方、過度な添加は耐食性や延性を低下させるため、上限を３．０％とした。さらに、加工性と製造性を考慮すると０．０５〜１．５％が望ましい。さらに望ましくは、０．１〜１．０％である。
【００２６】
Ｐは、Ｓｉと同様に固溶強化元素であって、材質上その含有量は少ないほど良く、上限を０．１％とした。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００５％とした。さらに、製造コストと耐酸化性を考慮すると０．０１〜０．０２５％が望ましい。
【００２７】
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から少ないほど良いため、上限を０．０１％とした。特に、過度な添加はＴｉ等と化合物を生成させ、熱延焼鈍板の再結晶と粒成長を促進しすぎてｒ値を劣化させる。ただし、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．０００１％とした。さらに、製造コストと耐食性を考慮すると０．００１０〜０．００５０％が望ましい。
【００２８】
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合させて耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性をさらに向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．００５％以上の添加で発現することから、下限を０．００５％とした。０．５％以上の添加により靭性、２次加工性およびｒ値が劣化することから、上限を０．５％とした。さらに、製造コスト、表面疵およびスケール剥離性を考慮すると、０．０５〜０．２％が望ましい。
【００２９】
Ｎｂは、固溶強化および析出強化により高温強度や高温疲労特性を向上させるために添加する元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板の再結晶集合組織を発達させるとともに、Ｌａｖｅｓ相と呼ばれるＦｅとＮｂの金属間化合物を形成し、その体積率やサイズによって再結晶集合組織形成に影響を与え、ｒ値向上に寄与する。これらの作用は、０．００５％以上で発現するため、下限を０．００５％とした。一方、過度な添加は硬質化をもたらし、常温延性やｒ値の低下につながることから、上限を０．５％とした。さらに、コストや製造性を考慮すると０．１〜０．３％が望ましい。
【００３０】
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その作用は０．００５％以上で発現するため、下限を０．００５％とした。ただし、０．５％以上の添加は、靭性や酸洗性などの製造性を著しく劣化させる他、Ｚｒと炭素および窒素の化合物が粗大化して、熱延焼鈍板組織を粗粒化させて、ｒ値を低化するため、上限を０．５％とした。さらに、製造コストを考慮すると、０．０５〜０．２０％が望ましい。
【００３１】
Ｖは、Ｃ，Ｎと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性をさらに向上させるために添加する元素である。特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位の発達は０．０１％以上の添加で発現することから、下限を０．０１％とした。一方、０．５％以上の添加により靭性や２次加工性が劣化することから、上限を０．５％とした。さらに、製造コスト、表面疵を考慮すると、０．０５〜０．３％が望ましい。
【００３２】
Ｎｉは、靭性と耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて添加する。靭性への寄与は０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とした。一方、１％超の添加によりオーステナイト相が生成し、ｒ値が低化するため、上限を１％とした。さらに、コストを考慮すると、０．０５〜０．５％が望ましい。また、隙間腐食性の観点も考慮すると、０．２〜０．５％がさらに望ましい。
【００３３】
Ｍｏは、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる高温強度の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％とした。ただし、過度な添加は靭性の劣化や伸びの低下をもたらす。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成しやすくなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると０．１〜２．０％が望ましい。
【００３４】
Ｗは、Ｍｏと同様に、耐食性を向上させるとともに、固溶Ｍｏによる高温強度の向上をもたらす。この効果は０．１％以上で発現することから、下限を０．１％とした。ただし、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらす。また、Ｌａｖｅｓ相が生成しすぎて｛０１１｝方位粒が生成しやすくなり、ｒ値の低下をもたらす他、３．０％超の添加で耐酸化性が劣化するために、上限を３．０％とした。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると０．１〜２．０％が望ましい。
【００３５】
Ｃｕは、耐錆性を向上させるとともに、ε−Ｃｕ析出によって、特に中温域での高温強度を上げる元素である。この効果は０．１％以上の添加により発現することから、下限を０．１％とした。一方、３．０％以上の添加により、靭性劣化や伸びの極端な低下をもたらす他、熱延過程でε−Ｃｕが析出し、｛０１１｝方位粒が生成してｒ値が低化するため、上限を３．０％とした。さらに、耐酸化性や製造性、乾湿繰り返し腐食環境における錆流れ抑制の観点から０．２〜１．５％が望ましい。コストを考慮すると、０．２〜０．５％が良い。
【００３６】
Ｂは、２次加工性を向上させる元素であり、その効果は０．０００３％以上で発現することから、下限を０．０００３％とした。０．０１００％超の添加によりＣｒ2Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性や疲労特性を劣化させる他、｛０１１｝方位粒の増加をもたらしてｒ値を低化するため、上限を０．０１００％とした。さらに、溶接性や製造性を考慮すると、０．０００３〜０．００２０％が望ましい。
【００３７】
Ａｌは、脱酸元素として添加される場合がある他、高温強度や耐酸化性を向上させる。その作用は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。また、１．０％以上の添加は、伸びの低下や溶接性および表面品質の劣化をもたらす他、Ａｌ酸化物により｛０１１｝方位粒の生成が促進し、ｒ値が低下するため、上限を１．０％とした。さらに、精錬コストを考慮する０．０２〜０．１５％が望ましい。
【００３８】
Ｃａは、Ｓを固定するために添加される場合があり、その効果は０．０００１％以上で発現することから、下限を０．０００１％とした。一方、過度な添加は耐食性を劣化させるため、上限を０．００３％した。さらに、製造性と耐食性を考慮すると、０．０００５〜０．００２％が望ましい。
【００３９】
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成して脱酸剤として作用する他、微細晶出したＭｇ酸化物が核となり、ＮｂやＴｉ系析出物が微細析出する。これらが熱延工程で微細析出すると、熱延工程および熱延板焼鈍工程において、微細析出物が再結晶核となり非常に微細な再結晶組織が得られ、集合組織の発達に寄与する。この作用が発現するのは０．０００１％からであるため、下限を０．０００１％とした。ただし、過度な添加は、耐酸化性の劣化や溶接性の低下などをもたらすため、上限を０．００５％とした。さらに、精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００２％が望ましい。
【００４０】
Ｃｏは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて０．００１％以上添加する。ただし、過度な添加は加工性を劣化させるため、上限を０．５％とした。さらに、製造コストを考慮すると、０．０５〜０．３％が望ましい。
【００４１】
Ｓｂは耐食性の向上に有効であり必要に応じ、０．３％以下で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点から下限を０．００５とする。さらに、製造性やコストの観点から０．０１％とすることが好ましい。
【００４２】
ＲＥＭは、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて添加する。下限は０．００１％とする。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、上限を０．２％とする。製品の加工性や製造コストを考慮すると、０．００２％〜０．０５％とすることが望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従い、スカンジウム （Ｓｃ）、イットリウム （Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ） までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
【００４３】
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。さらに、製造性やコストの観点から０．００２０％以上が好ましい。
【００４４】
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｔａ、Ｂｉ等を必要に応じて添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
【００４５】
本発明では、上記の集合組織や成分組成の他に製造方法についても検討を行い、熱延板焼鈍条件、冷延条件のコントロールにより結晶方位分布を制御し、優れた加工性が得られることを知見した。
【００４６】
スラブが熱間圧延された後、一般的に再結晶組織を得るために熱延板焼鈍が施される。本発明では、これに加えて、リジング低減のためにこの工程でＳｎの結晶粒界への偏析を促進する。熱延板焼鈍で再結晶組織を得るために８５０℃以上の温度に材料を加熱するが、冷却段階で５００℃までの冷却速度を５０℃／ｓｅｃ以下として、この間に粒界偏析を促進する。加熱温度が８５０℃未満の場合は再結晶組織が得られず、熱延のバンド状組織やｒ値を低下させる熱延方位が残留するため、下限を８５０℃とした。
一方、過度な高温化は結晶粒粗大化が生じるため、上限は１１００℃が望ましい。熱延板焼鈍で再結晶組織を得る目的であれば、上限値が１０００℃以下でよく、さらに望ましくは上限は９００℃未満でよい。
【００４７】
冷却速度については、Ｓｎを十分に偏析させるために、５０℃／ｓｅｃ以下とするが、板形状の均一性の維持を考慮すると１５℃／ｓｅｃ未満が好ましい。Ｓｎの粒界偏析の促進の観点からも１５℃／ｓｅｃ未満が好ましい。
一方、過度な緩冷化は製造性を落とす他、熱延焼鈍板の靭性の低下につながることから、５℃／ｓｅｃ以上が望ましい。また、微細な炭窒化物析出による靭性低下や酸洗性劣化を防ぐ理由から１０℃／ｓｅｃ超が望ましい。本発明においては、１０℃／ｓｅｃ超、１５℃／ｓｅｃ未満が望ましい。
【００４８】
熱延板焼鈍後の冷間圧延においては、所定の板厚まで圧延される。この際直径が１５０ｍｍ以下のロールを用い、圧下率を６０％以上とする。これは、表層からｔ／４部のＳｎ偏析部に十分なせん断歪を与えるためである。ただし、ロール径が小さすぎると板形状が悪くなるため、ロール径の下限は３０ｍｍが望ましい。また、圧下率の過度な増加はｒ値の低下につながることから、上限は９５％が望ましい。さらに、生産性や加工性を考慮すると、冷延ロール径は、３０〜１００ｍｍが望ましく、圧下率は７５〜９０％が望ましい。
【実施例】
【００４９】
表１に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して、４．０ｍｍ厚の熱延板とした。その後、熱延板を連続焼鈍処理した後、酸洗し、０．８ｍｍ厚まで冷間圧延し、連続焼鈍−酸洗後、調質圧延（伸び率１．０％）を施して製品板とした。熱延条件は、スラブ加熱温度を１１００〜１２５０℃、仕上温度を７００〜９５０℃、巻取温度を５００℃以下とした。熱延板焼鈍における加熱温度は、鋼成分に応じて焼鈍温度を８５０〜１１００℃とし、冷却速度は１１℃／ｓｅｃとした。冷間圧延では、φ６０ｍｍのロールを用いて、圧下率８０％で圧延した。冷延板焼鈍は、鋼成分に応じて再結晶組織となる様に、８００〜１０００℃で行った。【００５０】
【表１】
0005843982.tif 000002
【００５１】
このようにして得られた製品板のリジング特性と、｛１００｝＜０１２＞方位強度を先述した方法で評価した。また、深絞り性の指標であるｒ値を評価した。ここでｒ値は、冷延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１４．４％歪みを付与した後に（１）式および（２）式を用いて平均ｒ値を算出する。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ）        （１）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４          （２）
ここで、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と直角方向のｒ値であり、平均ｒ値が１．５以上あれば十分に加工できる特性である。【００５２】
表１から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼は、比較例に比べてリジング特性に優れており、平均ｒ値が１．５以上と高い。一方、比較例は、鋼成分が本発明から外れているため、製品板の｛１００｝＜０１２＞方位強度が本発明外となり、リジング特性でＡランクが得られない他、平均ｒ値が１．５に満たない鋼がある。【００５３】
本発明例Ｎｏ．Ａ１〜Ａ３について、製造条件を種々変化させた場合の特性を表２に示す。本発明で規定される製造条件から外れる比較例の場合、｛１００｝＜０１２＞方位強度が本発明外となり、リジング性がＡランクとならない。【００５４】
【表２】
0005843982.tif 000003
【００５５】
また、表２に示す鋼に対しては、乾湿繰り返し試験により耐食性を評価した。試験溶液は、硝酸イオンＮＯ3-：１００ｐｐｍ、硫酸イオンＳＯ42-：１０ｐｐｍ、塩化物イオンＣｌ-：１０ｐｐｍ、ｐＨ＝２．５とした。
外径１５ｍｍ、高さ１００ｍｍ、厚さ、０．８ｍｍの試験管に試験溶液を１０ｍｌ満たし、ここに１ｔ×１５×１００ｍｍ（全面を＃６００エメリー紙にて湿式研磨処理）のサンプルを半浸漬させた。この試験管を８０℃の温浴に入れ、２４時間経過後に完全に乾燥したサンプルをかるく蒸留水で洗浄後、新たに洗浄した試験管に試験溶液を再度満たしてサンプルを再び半浸漬し、８０℃で２４時間保持することを１４サイクル行った。【００５６】
本発明の鋼は、いずれも最大腐食深さは５０μｍ以下と良好であった。なお，ＮｉやＣｕを含有する鋼の場合には、最大腐食深さが１５μｍ以下と、耐食性に極めて優れる結果を示した。また、Ｓｎの含有量が本発明の成分範囲から外れる鋼Ｎｏ．Ｂ８は、浸食深さが５０μｍで、発明例に比べて耐食性に劣る。【００５７】
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すればよい。また、冷間圧延においては、圧下率、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すればよい。焼鈍は、必要であれば、水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも、あるいは大気中で焼鈍しても構わない。さらに、最終の調質圧延の伸び率は適宜調整してよく、省略しても構わない。この他、テンションレベラー等による形状矯正を付与してもよい。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、深絞り性や耐リジング性に代表される成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、特別な設備を付加することなく低コストで製造することが可能となる。その結果、家電製品や輸送用機器、あるいは建築用ステンレス鋼板素材として、供給することができ、産業上の意義は大きい。
【図１】
0005843982.tif 000004