(57)【要約】【課題】  本発明の目的は、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板と効率的に製造する方法を提供するものであるにある。【解決手段】  質量％にてＣｒ：１６〜２５％含有する鋼で、板厚方向断面内の最表層から板厚の中心領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の面積率の総和が６０％以上の比率で存在することを特徴とする加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板である。ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。これにより板厚が薄いものから厚いものまで、平均ｒ値×ｎ値が０．４以上とすることにより、複雑な形状の部品でも加工できることを知見した。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にてＣｒ：１６〜２５％含有する鋼で、板厚方向断面内の全板厚において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の面積率の総和が６０％以上の比率で存在することを特徴とする加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。
【請求項２】
平均ｒ値×ｎ値が０．４以上であることを特徴とする請求項１記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする請求項１又は２記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
質量％にて、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：０．５〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
冷間圧延素材の再結晶粒径が５０μｍ以下であり、再結晶率が５％以上９０％以下である素材を冷間圧延し、引き続き焼鈍することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項６】
ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃とし、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比（粗圧延の総圧下率／仕上圧延の総圧下率）を０．８〜１．０とする連続圧延を仕上圧延終了温度７００〜９００℃で行い、６５０〜８５０℃で巻取った後、熱間圧延板焼鈍を省略して冷間圧延と焼鈍を施すことを特徴とする請求項５記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項７】
熱間圧延以降、仕上焼鈍以前において、再結晶粒径が３０μｍ以下であり、再結晶率が５０％以上１００％以下となる様に熱処理を施すことを特徴とする請求項６記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項８】
熱間圧延以降、仕上焼鈍以前において、７５０〜８７０℃で熱処理を施すことを特徴とする請求項７記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項９】
冷間圧延において、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて、一方向圧延で圧下率３０％以上施すことを特徴とする請求項５〜８のいずれかに記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項１０】
仕上焼鈍工程において、９００〜１０５０℃で熱処理を施し、結晶粒度番号を５〜８に調整することを特徴とする請求項５〜９のいずれかに記載の加工性に優れる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、特に優れた成形性が要求される成形品の素材となる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、家電製品、厨房機器、電子機器など幅広い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板に比べ、成形性に劣るため、用途が限定される場合があった。例えば、近年では自動車や二輪車の燃料タンクやパイプに使用される素材としてステンレス鋼板の適用が検討されつつある。燃料環境における耐食性と燃料タンクやパイプに成形するための高加工性が要求される。これらの内部の環境は、ガソリンの劣化により生じた有機酸が鋼材の腐食を促進するため、非常に厳しい環境と言える。このため、内外面の腐食環境に対応するための鋼材として、表面処理鋼板が使用されてきた。しかしながら、長期的な耐食性確保、溶接性、メッキ層溶出による環境問題などの問題があった。また、樹脂の使用も試みられているが、燃料透過性やリサイクルの観点から問題があった。更に、近年環境保全の観点から燃料部品の保証期間が１０年から１５年に延長されつつあり、上記の表面処理鋼板や樹脂の代替が要求されている。
【０００３】
オーステナイト系ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板に比べて、加工性や耐食性に優れるという優位点があるものの、コスト高になるほか、外面の塩害環境下での応力腐食割れに対する信頼性が低いという課題があった。一方、フェライト系ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板の欠点である応力腐食割れが生じない利点があるものの、複雑形状の燃料部品に加工する成形性の確保が難しかった。
【０００４】
上記の様なフェライト系ステンレス鋼板の成形性に関する課題を解決するための工夫がいくつか成されてきた。例えば、加工が厳しい燃料部品に関しては、特許文献１には、熱間圧延工程における仕上圧延工程の線圧を規定する方法、熱間圧延板焼鈍条件を規定する方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｘ線積分強度比の規定ならびに熱間圧延粗圧延における温度と圧下率を規定し、熱間圧延板焼鈍に加えて中間焼鈍を施す方法が開示されている。これらは、ｒ値を向上させるものであるが、０．８ｍｍ程度の製品厚で冷間圧延圧下率が比較的多くとれる場合であり、１ｍｍ厚超の厚手に対しては十分なものでは無かった。この理由は、熱間圧延板焼鈍を施した際に、結晶粒径が粗粒化してしまい、冷間圧延前組織の細粒化効果が得られないためと考えられる。更に、これらの製造方法では、効率的な鋼板製造が出来ない問題もあった。
【０００５】
また、特許文献３〜６にはｒ値を規定するものや破断伸びを規定するものが開示されているが、燃料部品に対してはｒ値の向上だけでは加工できない場合があった。また、張り出し部で割れる場合があり、破断伸びの向上だけでは複雑加工に対しては成形出来ない場合があった。これは、実際に多軸加工を施される場合、一軸引張の破断伸びよりも、加工硬化の指標であるｎ値が重要になるためである。
【０００６】
先述した様に、これまでの発明の対象は、板厚が０．８ｍｍ程度の薄板が前提とされているが、燃料タンクにおいては、内圧の観点から１．６ｍｍ程度の比較的厚い鋼板が使用される場合もある。板厚が厚くなると冷間圧延圧下率が高く確保できないため、ｒ値向上には不利となる。上記の開示内容では、この様な厚手の素材の成形性確保は出来ないのが現状であった。
【０００７】
【特許文献１】特開２００２−３６３７１２号公報
【特許文献２】特開２００２−２８５３００号公報
【特許文献３】特開２００２−３６３７１１号公報
【特許文献４】特開２００２−９７５５２号公報
【特許文献５】特開２００２−６０９７３号公報
【特許文献６】特開２００２−６０９７２号公報
【発明の開示】
【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、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を効率的に製造することにある。
【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成形性に関して、成分および製造過程における組織、結晶方位学的見地から詳細な研究を行った。その結果、例えば燃料部品といった極めて過酷なプレス成形下において、フェライト系ステンレス鋼板の加工特性には結晶方位の配向が鋼板板厚方向で均一であることが必要であり、板厚が薄いものから厚いものまで、平均ｒ値×ｎ値が０．４以上とすることにより、複雑な形状の部品でも加工できることを知見した。
【００１０】
上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）  質量％にてＣｒ：１６〜２５％含有する鋼で、板厚方向断面内の最表層から板厚の中心領域において、｛１１１｝方位結晶粒と｛５５４｝方位結晶粒の面積率の総和が６０％以上の比率で存在することを特徴とする加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。ここで、｛１１１｝方位結晶粒、｛５５４｝方位結晶粒とは、それぞれの結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒のことである。
（２）  平均ｒ値×ｎ値が０．４以上であることを特徴とする（１）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（３）  質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０、Ｍｎ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｓ：０．０００５〜０．０１００％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｍｏ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成ることを特徴とする（１）又は（２）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（４）  質量％にて、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎｉ：０．５〜１．０％、Ｎｂ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．５〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
（５）  冷間圧延素材の再結晶粒径が５０μｍ以下であり、再結晶率が５％以上９０％以下である素材を冷間圧延し、引き続き焼鈍することを特徴とする（１）〜（４）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）  ステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃とし、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比（粗圧延の総圧下率／仕上圧延の総圧下率）を０．８〜１．０とする連続圧延を仕上圧延終了温度７００〜９００℃で行い、６５０〜８５０℃で巻取った後、熱間圧延板焼鈍を省略して冷間圧延と焼鈍を施すことを特徴とする（５）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）  熱間圧延以降、仕上焼鈍以前において、再結晶粒径が３０μｍ以下であり、再結晶率が５０％以上１００％以下となる様に熱処理を施すことを特徴とする（６）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）  熱間圧延以降、仕上焼鈍以前において、７５０〜８７０℃で熱処理を施すことを特徴とする加工性に優れる（８）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（９）  冷間圧延において、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて、一方向圧延で圧下率３０％以上施すことを特徴とする（５）〜（８）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１０）  仕上焼鈍工程において、９００〜１０５０℃で熱処理を施し、結晶粒度番号を５〜８に調整することを特徴とする（５）〜（９）記載の加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
以上の説明から明らかなように、本発明によれば成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を新規設備を必要とせず、効率的に提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下に本発明の限定理由について説明する。加工性の指標としては、深絞り性の指標であるｒ値と張り出し性の指標であるｎ値があり、鋼の結晶方位が作用する。両者が高い方が成形可能サイズが拡大するが、種々の部品の加工状態を詳細に調べた結果、平均ｒ値×平均ｎ値が０．４以上であれば、成形可能であることがわかった。図１に種々の製法で製造した鋼（１７％Ｃｒ−０．１％Ｔｉ−１．２％Ｍｏ−０．００３％Ｃ−０．００８％Ｎ）のｒ値、ｎ値と結晶方位とｒ値の関係を示す。ここで、結晶方位はＥＢＳＰ（Electron Back-Sccetering Difraction pattern）を用い、製品板の全板厚について結晶粒毎の方位を測定し、結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒の面積率を測定した。ｒ値の評価は、冷間圧延焼鈍板から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１５％歪みを付与した後に（１）式および（２）式を用いて平均ｒ値を算出した。
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値である。ｎ値の評価は、冷間圧延焼鈍板から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°方向に引張試験を行い、５〜１５％歪みにおける加工硬化係数を算出し、（３）式を用いて平均ｎ値を算出した。
平均ｎ値＝（ｎ0＋２ｎ45＋ｎ90）／４          （３）
ここで、ｎ0は圧延方向のｎ値、ｎ45は圧延方向と４５°方向のｎ値、ｎ90は圧延方向と直角方向のｎ値である。これより、ｒ値×ｎ値が０．４以上となるのは、結晶粒の＜１１１＞方向、＜５５４＞方向が圧延面に対して垂直な方向と１５°以内にある結晶粒の面積率の総和が６０％以上の比率で存在する場合であることがわかる。
【００１３】
次に鋼の成分範囲について説明する。
【００１４】
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を０．００５％とした。但し、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。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．００２〜０．００３％が望ましい。
【００１５】
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いため、上限を０．２０％とした。一方、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、材質も考慮して０．０２〜０．１５％が望ましい。
【００１６】
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いので、上限を０．２０％とした。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％とした。更に、材質を考慮すると上限は０．１５％が望ましい。
【００１７】
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いため、上限を０．０３％とした。但し、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．０１３〜０．０２０％が望ましい。
【００１８】
Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、上限を０．０１００％とした。一方、Ｔｉ含有鋼の場合、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を高温で形成し成形性に優位となる集合組織の発達に寄与する。これが発現するのが、０．０００５％からなので、下限を０．０００５％とした。更に、精錬コストや燃料部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００１０〜０．００６０％が望ましい。
【００１９】
Ｃｒは、耐食性を向上させる元素であり、燃料部品の環境を考慮すると、１６％以上が必要である。一方過度な添加は、硬質となり成形性を劣化させるため、上限を２５％とした。尚、製造コストや靭性劣化による製造時の板破断を考慮すると、１７〜２３％が望ましい。
【００２０】
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、上限を０．０２０％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストと加工性及び耐食性を考慮すると０．００４〜０．０１０％が望ましい。
【００２１】
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制するために必要な元素である。この作用は、０．５％未満であると、燃料部品の内外面で腐食が生じてしまうため、下限を０．５％とした。また、２．０％を越えると著しく成形性が劣化したり、製造性が悪くなるため、上限を２．０％とした。更に、製造コストを考慮すると１．０〜１．８％が望ましい。
【００２２】
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させるために添加する元素である。Ｃ，Ｎ固定作用は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。また、０．２５％超の添加は固溶Ｔｉにより硬質化するため、上限を０．２５％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、０．１０〜０．２０％が望ましい。
【００２３】
Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素である。燃料部品として加工された後に特に冬場に割れが生じないためには、０．０００２％以上添加する必要がある。但し、過度な添加は加工性、耐食性の低下をもたらすため、上限を０．００３０％とした。更に、コストや延性低下を考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
【００２４】
Ａｌは、脱酸元素として添加される場合があり、その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、０．１０％以上の添加は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．１０％とした。更に、精錬コストを考慮すると０．０１〜０．０８％が望ましい。
【００２５】
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．５％以上で発現するため、下限を０．５％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．６〜０．８％が望ましい。
【００２６】
Ｎｂは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度な添加は硬質化し成形性を劣化させるため、上限を０．５０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．１〜０．３％が望ましい。
【００２７】
Ｃｕは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．５％以上から発現するため、下限を０．５％とした。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させつため、上限を３．０％とした。尚、製造性を考慮すると、０．６〜１．５％が望ましい。
【００２８】
Ｖは、隙間腐食を抑制させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上から発現するため、下限を０．０５％とした。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．１〜０．５％が望ましい。
【００２９】
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性向上に寄与する元素である。これは、０．０００２％以上から発現するため、下限を０．０００２％とした。但し、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化につながるため、上限を０．００３０％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３〜０．００１０％が望ましい。
【００３０】
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
【００３１】
本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常の製法とは異なる（通常は、熱間圧延板焼鈍を施す。）ものである。熱間圧延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る方法が一般的な製造方法であるが、これでは冷間圧延前の結晶粒を著しく小さくすることは困難である。冷間圧延前の結晶粒が大きいと粒界面積が減少し、特にｒ値を向上させる結晶方位が製品板で発達しない。図２に冷間圧延素材の組織形態と製品板の平均ｒ値×ｎ値の関係を示す。冷間圧延素材の再結晶粒径が５０μｍ以下であり、再結晶率が５％以上９０％以下である素材を用いて冷間圧延−焼鈍した場合、顕著に成形性が向上することがわかる。これは、先に述べた様に、冷間圧延素材の粒界面積が大きくなり、仕上焼鈍時に加工性に有利な結晶方位が生成し易くなると考えられる。また、再結晶率は５％以上であれば良く、９０％を越えると結晶粒の粗大化が始まってしまうため、再結晶率を９０％以下とした。
【００３２】
連続鋳造して得られたスラブは、熱間圧延工程で所定の板厚の熱間圧延鋼板とされる。ここで、ｒ値、ｎ値の高い鋼板を安定して、かつ製品厚が厚い場合においても得るために、前述した方法により熱間圧延することが必要である。スラブ加熱温度は、加熱温度が高すぎるとＴｉ炭硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）が加熱中に溶解し、固溶炭素の増加や、熱間圧延過程で再析出することで再結晶が遅れるといった現象が生じる。これらの現象は、製品板の再結晶集合組織の発達を抑制し、加工性を劣化させてしまう。また、結晶粒が著しく肥大化してしまい、粗大展伸粒が熱間圧延工程で形成され、製品板の加工性が劣化する。また、過度な温度低下は、表面疵発生の原因となり、疵部からの発銹による耐食性劣化をもたらす。このため、スラブ加熱温度は、１１００〜１２００℃に規定する。更に、圧延ロール焼き付きによる生産性低下などを考慮すると、スラブ加熱温度は、１１３０〜１１７０℃が好ましい。
【００３３】
熱間圧延工程では、複数スタンドから成る粗圧延工程と仕上圧延工程にわけられ、各々複数パスで圧延される。粗圧延後、高速で仕上圧延が施され、コイル状に巻取られる。本発明では、巻取時に微細な再結晶組織を得るために、粗圧延圧下率と仕上圧延圧下率の比および仕上圧延終了温度を規定する。粗圧延圧下率と仕上圧延圧下率の比（粗圧延の総圧下率／仕上圧延の総圧下率）が高すぎると仕上圧延において導入される歪みが小さくなり、巻取時に再結晶が促進しない。逆にこれが低すぎると仕上圧延前組織において、展伸粒が残り仕上圧延−巻取においても再結晶が生じない。更に、仕上圧延終了温度や巻取温度も組織形成に影響し、仕上温度と巻取温度が低すぎると微細な再結晶組織が得られず、過度に高すぎると肥大組織となり、成形性が向上しない。これより、粗圧延の総圧下率と仕上圧延の総圧下率の比（粗圧延の総圧下率／仕上圧延の総圧下率）を０．８〜１．０とした。また、仕上温度や巻取温度が過度に高いと、粗大な再結晶粒が形成されてしまう一方、これらが、過度に低すぎると巻取時に再結晶が生じないため、仕上圧延終了温度７００〜９００℃、巻取温度６５０〜８５０℃とする。
【００３４】
次に熱間圧延以降の工程について説明する。本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理され、冷間圧延工程に供される。これは、通常の製法とは異なる（通常は、熱間圧延板焼鈍を施す。）ものである。そして、冷間圧延途中で、熱処理を施し微細な再結晶粒を得ることで、顕著に加工性が向上することを見出した。図３から、熱間圧延以降仕上焼鈍以前に行う中間焼鈍において、再結晶粒径が３０μｍ以下であり、再結晶率が５０％以上１００％以下とした場合に、ｒ値×ｎ値が０．４以上になることがわかる。再結晶率が１００％で無くても良いのは、５０％以上微細組織が形成されれば、この影響が加工性に大きく寄与し、他の未再結晶組織の悪影響が無くなくためと考えられる。微細組織で板厚全体が完全に再結晶組織であれば尚望ましい。冷間圧延途中でこの様な微細組織を得る手段としては、熱間圧延以降、仕上焼鈍以前に、７５０〜８７０℃で熱処理すれば良い。７５０℃未満では、再結晶率が５０％未満となり、逆に８７０℃超で熱処理すると、再結晶率は１００％となるが、結晶粒径が肥大化して、粒界からの再結晶集合組織の発達が生じにくくなるためである。更に、製造時の通板性を考慮すると温度は、８００〜８５０℃が望ましい。
【００３５】
次に、冷間圧延条件について説明する。ステンレス鋼板の冷間圧延は、通常ロール径が６０〜１００ｍｍ程度のゼンジミア圧延機でリバース圧延されるか、ロール径が４００ｍｍ以上のタンデム式圧延機で一方向圧延されるかである。いずれも、複数パスで圧延されるが、本発明では、製品板の表層においても＜１１１＞や＜５５４＞結晶方位を発達させるために、表層への剪断歪み導入が少ない大径ロール冷延での圧下率を３０％以上とする。生産性の観点から望ましくは、圧下率５０％以上である。
【００３６】
最後に仕上焼鈍の条件について説明する。ｒ値とｎ値の向上の観点から製品板の結晶粒径は大きい方が望ましいが、過度に粗大化すると加工時に表面に肌荒れが生じたり、逆に延性が低下する場合がある。図４に製品板の結晶粒度番号と平均ｒ×ｎ値の関係を示す。結晶粒度番号は、ＪＩＳＧ０５５２に従い板厚中心部の結晶粒度を測定した。これより、中間焼鈍を付与し、大径ロール冷延を施すプロセスにおいて、結晶粒度番号を８以下とすることにより平均ｒ×ｎ値が０．４以上となる。結晶粒度番号が５未満となるとプレス加工時に過度な肌荒れが生じるため、下限を５とした、また、この結晶粒度番号に調整するために、仕上焼鈍温度は、９００〜１０５０℃とする。更に、製造時の通板性を考慮すると仕上焼鈍温度は、９５０〜１０００℃が望ましい。
【実施例】
【００３７】
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５ｍｍ厚の熱間圧延コイルとした。その後、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗を施し、冷間圧延に供した。製品板厚は、０．６〜１．６ｍｍと広範囲とし、途中で中間焼鈍を施すプロセスもいれた。仕上焼鈍は、連続焼鈍−酸洗ラインを通板して製品板とした。
【００３８】
【表１】
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【００３９】
表２、３に各鋼を各種製法で製造した鋼板の材質特性と耐食性を示す。材質はｒ値とｎ値を先述した方法で測定した。耐食性については、塩害環境での評価として、５質量％のＮａＣｌ溶液（５０℃）を用い、噴霧→乾燥→浸漬→乾燥のサイクルを１日間で行うサイクル腐食試験を１００日連続して実施し、腐食深さを測定し、その深さが板厚の１／２以下である場合を合格（○）、１／２以上である場合を不合格（×）とした。また、燃料環境での評価として、劣化ガソリンに蒸留水を１０％含有させた溶液中に鋼板を２８日間浸漬した後、腐食状況を観察した。外観上腐食が発生しておらず、大きな変化が無い場合を合格（○）、銹が発生した場合を不合格（×）とした。プレス成形性については、所定の形状にプレス成形できた場合を合格（○）、顕著なくびれや割れが発生した場合を不合格（×）とした。表２、３から、本発明例においては、どの板厚でもプレス加工が可能であり、かつ燃料部品としての耐食性にも優れていることが分かる。
【００４０】
【表２】
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【００４１】
【表３】
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【００４２】
なお、製造工程における他の条件は適宜選択すれば良い。例えば、スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。冷間圧延においては、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良い。冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる場合、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、焼鈍の雰囲気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大気中で焼鈍しても構わない。更に、本製品板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形を向上させても良く、潤滑膜の種類は適宜選択すれば良い。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】製品板の｛１１１｝方位の面積率＋｛５５４｝方位の面積率の和と平均ｒ値×ｎ値の関係を示す図である。
【図２】冷間圧延素材の再結晶粒径、再結晶率と製品板平均ｒ値×ｎ値の関係を示す図である。
【図３】中間焼鈍板の再結晶粒径、再結晶率と製品板平均ｒ値×ｎ値の関係を示す図である。
【図４】製品板の結晶粒度と平均ｒ値×ｎ値の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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