(57)【要約】【課題】表面凹凸の高さと波長を考慮した厳しい基準で評価される優れた耐リジング性、および良好な加工性を両立したフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】Ａｌ：０.０５０〜０.２００％、Ｔｉ：０.０５０〜０.１８０％の１種以上、およびＢ：０.００２５〜０.０１００％を含有し、γmax値が２０.０〜４４.０であり、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散しており、ＲND値＝Ｓ111／（Ｓ001＋Ｓ011）が２.８以下であるフェライト系ステンレス鋼板。ここで、Ｓhklは、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）についてＥＢＳＤにより測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が＜ｈｋｌ＞方向から１５°以内である結晶粒の面積割合である。【選択図】図２
2018080386.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０２０〜０.１５０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.００〜１９.００％、Ｎ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.００２５〜０.０１００％、Ａｌ：０〜０.２００％、Ｔｉ：０〜０.１８０％、Ｍｏ：０〜０.５０％、Ｃｕ：０〜０.５０％、Ｎｂ：０〜０.１０％、Ｃｏ：０〜０.１０％、Ｖ：０〜０.２０％であり、このうちＡｌ：０.０５０〜０.２００％、Ｔｉ：０.０５０〜０.１８０％の群から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式により定まるγmax値が２０.０〜４４.０である化学組成を有し、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散している金属組織を有し、下記（２）式により定まるＲND値が２.８以下である結晶方位比率を有するフェライト系ステンレス鋼板。
γmax＝４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ−１１.５Ｃｒ−１２Ｍｏ＋９Ｃｕ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９  …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
ＲND＝Ｓ111／（Ｓ001＋Ｓ011）  …（２）
ここで、Ｓ001、Ｓ011およびＳ111は、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、それぞれ＜００１＞方向、＜０１１＞方向および＜１１１＞方向から１５°以内である結晶粒の面積割合である。
【請求項２】
さらに下記（３）式により定まるＡｒ値が８７０以上である化学組成を有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ａｒ＝−２５０Ｃ＋７３Ｓｉ−６６Ｍｎ−１１５Ｎｉ＋３５Ｃｒ＋６０Ｍｏ−１８Ｃｕ＋６２０Ｔｉ＋７５０Ａｌ−２８０Ｎ＋３１０  …（３）
ここで、（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
【請求項３】
ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が２６.０％以上である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
前記ＲND値が１.８以下であり、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が３０.０％以上である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用いて標点距離２５ｍｍ、ひずみ量１５％の条件で測定される下記（４）式の面内異方性Δｒ（ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８）が０.７０以下である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２  …（４）
ここで、ｒL、ｒDおよびｒTは、それぞれ試験片を板面の圧延方向に対し、平行、４５°方向および９０°方向に採取し測定したｒ値（塑性ひずみ比）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐リジング性と加工性に優れ、かつ面内異方性についても低く抑えられたフェライト系ステンレス鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
フェライト系ステンレス鋼の冷延焼鈍鋼板を成形加工すると、成形品の表面にリジングと呼ばれる縞模様が発生することがあり、しばしば外観品質上の問題となる。リジングは鋳造組織に起因する不均一な組織状態が冷延焼鈍鋼板中に残留していることによって生じるとされる。
【０００３】
特許文献１には、保温炉を備えた可逆式圧延機で鋼板温度を８５０℃以上に維持しながら強圧下の熱間圧延を行い、その後９００℃以上の温度で４時間以上のバッチ式焼鈍を行う手法により、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善する技術が記載されている。しかし、Ｂを含有する鋼は適用されておらず、表面凹凸の高さと波長の両方を加味した厳しいリジング評価基準において十分満足できる鋼板は実現困難である。
【０００４】
特許文献２には、フェライト＋オーステナイト混合組織の状態で熱間圧延を施し、熱延焼鈍鋼板に強圧下での冷間圧延を施したのち焼鈍する手法により、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値や耐リジング性を改善する技術が記載されている。しかし、Ｂを含有する鋼は適用されていない。また、オーステナイト相が安定に存在する混合組織温度域での熱間圧延では、優れた耐リジング性と加工性の両立は難しい。
【０００５】
特許文献３には、鋳片に高温で圧下を加えたのち再加熱して、粗圧延機と連続仕上圧延機により８５０℃以上の温度で熱延板とし、熱延板焼鈍を行うことなく大径のワークロールによる冷間圧延を施す工程にて、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善する技術が記載されている。しかし、Ｂを含有する鋼は適用されていない。また、この文献の熱間圧延もα＋γの２相域で行うものである。この手法で優れた耐リジング性と加工性を両立させることは困難である。
【０００６】
特許文献４には、７００〜８５０℃で熱間圧延を終了する方法により熱延鋼板中に歪エネルギーを蓄積させ、その歪エネルギーを焼鈍時の再結晶の駆動力として利用する手法により、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善する技術が記載されている。しかし、Ｂを含有する鋼は適用されていない。この文献の技術では表面凹凸の高さと波長の両方により評価される優れた耐リジング性を実現することは困難である。
【０００７】
特許文献５には、スラブ凝固時の柱状晶を破壊するために第１の熱間圧延を１０００℃より高温で行い、次いで結晶粒微細化のために第２の熱間圧延を低温での強圧下圧延で行う工程を採用して、フェライト系ステンレス鋼板の耐リジング性を改善する技術が記載されている。しかし、Ｂを含有する鋼は適用されていない。この文献の技術では厳しい評価基準による優れた耐リジング性を実現することは困難である。
【０００８】
特許文献６、７には、γ相の軟質化を図るためにＢを添加し、１１００℃以上の高温で累積４０％以上の強圧下粗圧延を行い、熱間圧延して６００℃以下で巻き取り、熱延板焼鈍を施すことなく、冷間圧延と最終焼鈍を行う工程により、ローピング（微少うねり）の低減されたフェライト系ステンレス鋼板を得る技術が記載されている。しかし、特許文献６の段落０００５および特許文献７の段落０００６に教示されているように、成形加工時のリジング発生と冷間圧延時のローピング発生には必ずしも良い対応があるとは言えない。これらの文献に開示の技術では、厳しい評価基準による優れた耐リジング性と優れた加工性を両立させることは困難である。
【０００９】
特許文献８には、１０００℃以上で累積８０％以上の粗圧延を施し、仕上圧延後に７００℃以上で巻き取る手法により、ローピングの低減されたフェライト系ステンレス鋼板を得る技術が記載されている。Ｎを固定する目的でＢを添加した鋼が採用されているが、この文献に開示の技術でも、厳しい評価基準による優れた耐リジング性と優れた加工性を両立させることは困難である。
【００１０】
特許文献９には、熱間圧延の粗圧延後段のパスで３０％以上の圧下率を確保することにより歪を蓄積させ、仕上げ圧延前に再結晶を促進することにより、ローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得る技術が開示されている。しかし、この技術では、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応と再結晶化をＡｒ1変態点以下の温度域で一挙に進行させることは困難であり、厳しい評価基準による優れた耐リジング性は実現できない。
【００１１】
特許文献１０には、冷間圧延工程で中間焼鈍を施すことにより形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得る技術が開示されている。しかし、熱間加工工程（鍛造、熱間圧延）には従来一般的な手法が適用され、厳しい評価基準による優れた耐リジング性と優れた加工性を両立させることは困難である。
【００１２】
一方、張出し加工や絞り加工などに供する鋼板素材には、ｒ値（塑性ひずみ比）の面内異方性が小さいことも要求される。
特許文献１１には、１０００〜１１５０℃で粗圧延を施す際にひずみ速度やロールとの摩擦係数を適正化することにより、耐リジング性や面内異方性を改善する技術が開示されている。しかし、この技術ではフェライト相と炭化物への分解反応と再結晶化をＡｒ1変態点以下の温度域で一挙に進行させることは困難であり、厳しい評価基準による優れた耐リジング性は実現できない。
【００１３】
特許文献１２には、熱延板に昇温・冷却速度を適正化した予備焼鈍と本焼鈍の２回の熱処理を施す手法や、熱間圧延で高温で強圧下を施したのち均質化焼鈍を施す手法などにより、コロニーの分断を図り、中間焼鈍を有する冷間圧延工程を実施することで面内異方性と耐リジング性を改善する技術が開示されている。しかし、この技術では、フェライト相と炭化物への分解反応と再結晶化をＡｒ1変態点以下の温度域で一挙に進行させることは困難であり、厳しい評価基準による優れた耐リジング性は実現できない。
【００１４】
特許文献１３には、中間焼鈍を有する冷間圧延工程を実施することで、面内異方性が小さく、深絞り性に優れたクラッド鋼用フェライト系ステンレス鋼板を製造する技術が開示されている。しかし、熱間圧延は従来一般的な手法（タンデム式連続熱延機を使用したと考えられる。）が適用され、厳しい評価基準による優れた耐リジング性と優れた加工性を両立させることは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開２０１０−２７０３９９号公報
【特許文献２】特公昭６１−５０１２６号公報
【特許文献３】特公昭６２−３４８０３号公報
【特許文献４】特公平７−５１７２７号公報
【特許文献５】特開平１１−２５６２３０号公報
【特許文献６】特開平１０−１７６２２３号公報
【特許文献７】特開平１０−３６９１１号公報
【特許文献８】特開平１０−６０５４３号公報
【特許文献９】特開平９−２５６０６４号公報
【特許文献１０】特開２００２−３２２５４８号公報
【特許文献１１】特開平７−３１０１２２号公報
【特許文献１２】特開２００６−３２８５２４号公報
【特許文献１３】特開２００８−１２７６７１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
フェライト系ステンレス鋼板は種々の製品への加工素材として広く使用されている。昨今では、例えば鍋などの日用品の分野においても、製品形状や表面外観の点で、より優れた意匠性が求められる場合が多くなってきた。その要求に応えるために、素材鋼板には従来にも増して優れた加工性と耐リジング性の両立が要求される。特にリジングに関しては、加工後の表面に筋状に現れる凹凸の高さ的要素だけでなく、間隔的要素も、外観の美麗さを評価する上で重要になってくることがわかってきた。一方、優れた耐リジング性を得るためにはオーステナイト相がフェライト相と共存する温度域で強圧下の熱間圧延を施すことが有利であるとされるが、その場合、優れた加工性との両立を図ることが難しい。また、種々の用途に適用するためには溶接性が良好であることも望まれる。
【００１７】
上述のように、これまで、フェライト系ステンレス鋼板のリジングやローピングを低減する手法が種々検討されており、それぞれの技術において所定の効果が得られている。しかし、それらの技術に従っても、昨今の厳しい意匠性の要求に対応しうる優れた耐リジング性と加工性（破断伸び、ｒ値の面内異方性）を両立させることは難しい。本発明は、良好な加工性および溶接性を有し、かつ、表面凹凸の高さと波長の両方を加味した厳しい基準で評価される優れた耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
発明者らの検討によれば、フェライト系ステンレス鋼の冷延焼鈍鋼板において、フェライト再結晶粒の結晶方位が十分にランダム化されていることが、上記の厳しい耐リジング性を実現するうえで極めて有効であることがわかった。一般に、フェライト系ステンレス鋼板のｒ値を改善するためには、フェライト結晶の＜１１１＞方向が板厚方向に配向した｛１１１｝集合組織の形成が有利であるとされる。一方、耐リジング性を改善するためには、圧延方向に伸びたフェライト結晶コロニーの消失化が重要であることはよく知られている。しかし、発明者らは詳細な研究の結果、うねりの高さと波長の両方を考慮した厳しい基準の耐リジング性を改善するためには、更に、結晶方位の配向性が小さいこと、すなわち、鋼板内において個々のフェライト結晶粒の方位ができるだけランダム化されていることが重要であることを知見した。具体的には後述（２）式を満たすような結晶方位比率に調整することが極めて有効である。
【００１９】
また、優れた耐リジング性と加工性を両立させるためには、（i）高温で過剰にオーステナイト相が生成しないようにγmax値を厳しく規制し、かつ適量のＢを含有させて熱間圧延前に高温でのオーステナイト結晶粒を微細化しておくこと、および、（ii）熱間圧延を再結晶温度以上かつＡｒ1変態点以下の温度域で入念に行って、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応とフェライト相の再結晶化を熱間圧延工程で一挙に進行させることが、極めて有効であることがわかった。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。
【００２０】
上記目的を達成するために、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］質量％で、Ｃ：０.０２０〜０.１５０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.００〜１９.００％、Ｎ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.００２５〜０.０１００％、Ａｌ：０〜０.２００％、Ｔｉ：０〜０.１８０％、Ｍｏ：０〜０.５０％、Ｃｕ：０〜０.５０％であり、このうちＡｌ：０.０５０〜０.２００％、Ｔｉ：０.０５０〜０.１８０％の群から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式により定まるγmax値が２０.０〜４４.０である化学組成を有し、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散している金属組織を有し、下記（２）式により定まるＲND値が２.８以下である結晶方位比率を有するフェライト系ステンレス鋼板。
上掲の成分元素の含有量範囲を満たし、更にＮｂ：０.１０％以下、Ｃｏ：０.１０％以下、Ｖ：０.２０以下の１種以上を含有する化学組成の鋼を適用してもよい。
γmax＝４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ−１１.５Ｃｒ−１２Ｍｏ＋９Ｃｕ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９  …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
ＲND＝Ｓ111／（Ｓ001＋Ｓ011）  …（２）
ここで、Ｓ001、Ｓ011およびＳ111は、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、それぞれ＜００１＞方向、＜０１１＞方向および＜１１１＞方向から１５°以内である結晶粒の面積割合である。
［２］さらに下記（３）式により定まるＡｒ値が８７０以上である化学組成を有する上記［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ａｒ＝−２５０Ｃ＋７３Ｓｉ−６６Ｍｎ−１１５Ｎｉ＋３５Ｃｒ＋６０Ｍｏ−１８Ｃｕ＋６２０Ｔｉ＋７５０Ａｌ−２８０Ｎ＋３１０  …（３）
ここで、（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
［３］ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が２６.０％以上である上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［４］前記ＲND値が１.８以下であり、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が３０.０％以上である上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
［５］ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用いて標点距離２５ｍｍ、ひずみ量１５％の条件で測定される下記（４）式の面内異方性Δｒ（ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８）が０.７０以下である上記［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２  …（４）
ここで、ｒL、ｒDおよびｒTは、それぞれ試験片を板面の圧延方向に対し、平行、４５°方向および９０°方向に採取し測定したｒ値（塑性ひずみ比）である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、表面凹凸の高さと波長の両方で評価される優れた耐リジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板が、工業的に安定して提供可能となった。この鋼板は加工性や溶接性も良好であり、種々の製品への加工に広く適用可能である。優れた耐リジング性を活かすことにより加工の設計自由度も拡大できることが期待され、加工製品の意匠性向上に寄与しうる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明例Ａ１（鋼Ｎｏ.１）について、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）のＥＢＳＤ測定による００１逆極点図に基づく結晶方位マップを例示した図。
【図２】本発明例Ａ２（鋼Ｎｏ.１）について、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）のＥＢＳＤ測定による００１逆極点図に基づく結晶方位マップを例示した図。
【図３】比較例Ｂ６（鋼Ｎｏ.１３）について、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）のＥＢＳＤ測定による００１逆極点図に基づく結晶方位マップを例示した図。
【図４】比較例Ｂ２３（鋼Ｎｏ.３８）について、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）のＥＢＳＤ測定による００１逆極点図に基づく結晶方位マップを例示した図。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
〔化学組成〕
本明細書において、鋼の化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００２４】
Ｃは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効である。検討の結果、本発明では０.０２０％以上のＣ含有量を必要とする。ただし、Ｃ含有量が多くなりすぎると加工性の低下を招く。Ｃ含有量は０.１５０％以下に制限される。０.１００％未満であることがより好ましい。
【００２５】
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であるが、多量に含有すると加工性、靱性が低下する。一方、過度の低Ｓｉ化は精錬コストの増大に繋がる。Ｓｉ含有量は０.１０〜１.００％とする。０.２０〜０.７０％の範囲に管理してもよい。
【００２６】
Ｍｎは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効であり、０.１０％以上のＭｎ含有量を確保する。０.２５％以上とすることがより好ましい。多量のＭｎ含有は加工性、耐食性の低下を招く。Ｍｎ含有量は１.００％以下に制限される。
【００２７】
Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効である。また、靱性や耐食性の向上にも有効である。これらの作用を発揮させるために０.０１％以上のＮｉ含有量を確保する。０.０５％以上とすることがより好ましい。ただし、過剰なＮｉ含有は原料コストの増大に繋がるので、Ｎｉ含有量は０.６０％以下とする。０.３０％以下の範囲に管理してもよい。
【００２８】
Ｃｒは、耐食性の観点から１１.００％以上の含有量を確保する必要がある。１３.５％以上とすることがより好ましい。ただし、多量のＣｒ含有は加工性低下、靱性低下、コスト増大を招く。Ｃｒ含有量は１９.００％以下の範囲とする。
【００２９】
Ｎは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効であり、０.０１０％以上のＮ含有量を確保する。ただし、Ｎ含有量が多くなると加工性が低下しやすい。Ｎ含有量は０.０５０％以下に制限される。０.０３５％以下であることがより好ましい。
【００３０】
Ｂは、高温でのオーステナイト相を微細分散化するとともに、オーステナイト相の分解を早める作用がある。本発明では０.００２５％以上のＢ含有量を確保する必要があり、０.００３５％以上とすることがより好ましい。多量のＢ含有は溶接高温割れを引き起こす要因となるので、０.０１００％以下の含有量とする。
【００３１】
Ａｌは、オーステナイト相生成温度領域を縮小し、オーステナイト相が安定化する温度を上昇させる作用が大きい。すなわち後述（３）式のＡｒ値上昇への寄与が大きい。この作用により、オーステナイト相が安定に存在できない温度域で仕上熱延を行うに際し、より高温での仕上熱延が可能となり、それによってオーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応が促進される。熱間圧延中にこの分解反応を十分に進行させることが加工性の向上をもたらす。また、ＡｌはＮを固定する作用を有し、高純度化にも寄与する。後述のＴｉもＡｌと同様の作用を発揮するので、本発明ではＡｌ、Ｔｉの１種以上を含有させる。種々検討の結果、Ａｌ添加によって上記作用を十分に得るためには、０.０５０％以上のＡｌ含有量を確保することが有効である。ただし、Ａｌは強力なフェライト生成元素であり、過剰の添加は高温でのオーステナイト相生成量を必要以上に低下させる要因となるので、Ａｌ含有量は０.２００％以下に制限される。
【００３２】
Ｔｉは、上記Ａｌと同様、オーステナイト相生成温度領域を縮小してオーステナイト相が安定化する温度を上昇させる作用が大きい。すなわち後述（３）式のＡｒ値上昇への寄与が大きい。この作用は上述の通り、熱間圧延時に、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応を進行させるうえで有利に機能し、加工性の向上に寄与する。また、ＴｉはＮ、Ｃを固定し高純度化にも寄与する。本発明では上述のようにＡｌ、Ｔｉの１種以上を含有させる。種々検討の結果、Ｔｉ添加によって上記作用を十分に得るためには、０.０５０％以上のＴｉ含有量を確保することが有効である。ただし、過剰のＴｉ添加は高温でのオーステナイト相生成量を必要以上に低下させる要因となり、また加工性を低下させる要因にもなるので、Ｔｉ含有量は０.１８０％以下に制限される。
【００３３】
Ｍｏは、Ｃｒ含有鋼の耐食性改善に有効であり、必要に応じて添加することができる。０.０１％以上のＭｏ含有量を確保することがより効果的である。過剰のＭｏ含有は加工性低下、コスト増大を招く。Ｍｏを添加する場合は０.５０％以下の範囲で行うことが望ましく、０.１５％以下の範囲に管理してもよい。
【００３４】
Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、熱間圧延中のフェライト結晶粒粗大化防止のために有効であることから、必要に応じて添加することができる。０.０１％以上のＣｕ含有量を確保することがより効果的である。過剰のＣｕ含有は耐食性や加工性の低下を招く。Ｃｕを添加する場合は０.５０％以下の範囲で行うことが望ましく、０.１５％以下の範囲に管理してもよい。
【００３５】
Ｎｂ、Ｖは、鋼中のＣを固定し高純度化するとともにＡｒ値上昇に有効であり、Ｃｏは、耐食性、靭性向上や鋼中のＣ固定による高純度化に有効であることから、必要に応じてこれらの元素の１種以上を添加することができる。ただし、これらの元素は過剰に添加するとコストの増大や硬質化による加工性の低下を招くため、Ｎｂ含有量は０.１０％以下、Ｖ含有量は０.２０％以下、Ｃｏ含有量は０.１０％以下の範囲とすることが望ましい。
【００３６】
不可避的不純物として混入するＰ、Ｓについては、従来一般的なフェライト系ステンレス鋼と同様、Ｐ：０.０５０％以下、Ｓ：０.０３０％以下の含有量範囲であれば問題ない。
【００３７】
下記（１）式により定まるγmax値は、１１００℃で等温保持し平衡状態に至った場合のオーステナイト量（体積％）を成分組成から推定する指標である。γmax値が１００以上である場合は、その鋼の最大オーステナイト量は１００％であると推定される。
γmax＝４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ−１１.５Ｃｒ−１２Ｍｏ＋９Ｃｕ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９  …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
【００３８】
本発明ではγmax値が２０.０〜４４.０の範囲に入るように各成分元素の含有量が調整された鋼を使用する。発明者らの研究によれば、フェライトコロニーの粉砕を熱間圧延中に進行させることが、耐リジング性の顕著な改善に繋がる。γmaxが２０.０を下回る鋼の場合、高温で生じるオーステナイト相の量が少ないために上記のコロニー粉砕効果が十分に享受されない場合がある。一方、γmax値が４４.０を超えるとオーステナイト相の生成量が多くなり、フェライトコロニーの粉砕効果は高まるが、仕上熱延のパス間で加熱処理を行う手法を適用しても、熱間圧延中にオーステナイト相の全部を分解できない場合がある。分解されずに残ったオーステナイト相は、硬質なマルテンサイト相に変態して熱延鋼板中に残存し、加工性低下の要因となり、熱間圧延により耐リジング性と加工性を一挙に改善することが困難となる。
【００３９】
下記（３）式により定まるＡｒ値は、オーステナイト相が安定に存在する温度域から降温した場合のオーステナイト−フェライト変態点（Ａｒ1変態点）（℃）を成分組成から推定する指標である。
Ａｒ＝−２５０Ｃ＋７３Ｓｉ−６６Ｍｎ−１１５Ｎｉ＋３５Ｃｒ＋６０Ｍｏ−１８Ｃｕ＋６２０Ｔｉ＋７５０Ａｌ−２８０Ｎ＋３１０  …（３）
ここで、（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
【００４０】
耐リジング性と加工性を顕著に改善するには、再結晶温度以上Ａｒ1変態点以下の温度域で仕上熱間圧延を行うことが極めて有効である。Ａｒ1変態点以下の温度域はオーステナイト相が安定に存在しない温度域であるため、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応が促進される。Ａｒ1変態点が高温であるほど、拡散速度の大きい高温での仕上熱延が可能となり、耐リジング性の向上だけでなく、生産性の面でも有利となる。（３）式のＡｒ値が８７０以上に調整された化学組成の鋼を適用することが好ましい。過度に高いＡｒ値に調整する必要はない。Ａｒ値は例えば１１００以下、あるいは１０５０以下の範囲で調整すればよい。
【００４１】
〔金属組織〕
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散している金属組織を呈する。マトリックスが十分に再結晶していない場合や、マルテンサイト相が残存する場合は、加工性が悪くなる。この鋼板の板厚は例えば０.４〜３.０ｍｍである。
【００４２】
〔結晶方位比率〕
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、表面凹凸（うねり曲線）の高さと波長の両方を加味した厳しい基準で評価される優れた耐リジング性を呈する。そのような優れた耐リジング性を呈する鋼板は、前述のようにフェライト結晶コロニーが消失化していることに加え、個々のフェライト結晶粒の方位がランダム化されていることが重要である。そのランダム化の指標として、本発明では下記（２）式により定まるＲND値を規定する。
ＲND＝Ｓ111／（Ｓ001＋Ｓ011）  …（２）
【００４３】
ここで、Ｓ001は、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、＜００１＞方向から１５°以内である結晶粒の、当該ＮＤ面に占める面積割合である。
Ｓ011は、同様にＮＤ面についてＥＢＳＤにより測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、＜０１１＞方向から１５°以内である結晶粒の、当該ＮＤ面に占める面積割合である。
Ｓ111は、同様にＮＤ面についてＥＢＳＤにより測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、＜１１１＞方向から１５°以内である結晶粒の、当該ＮＤ面に占める面積割合である。
ＥＢＳＤによるＮＤ面の測定面積は、無作為に設定した１つまたは複数の視野にて合計１０ｍｍ2以上とすればよい。
【００４４】
発明者らの検討によれば、うねりの高さと波長の両方で評価される耐リジング性を改善するためには、上記（２）式のＲND値が２.８以下である結晶方位比率とすることが効果的である。このような冷延焼鈍鋼板は、従来一般的な工程で製造されるフェライト系ステンレス鋼の冷延焼鈍鋼板と比べ、＜１１１＞方向が板厚方向に近い方向に向いている結晶粒の割合が小さく、＜００１＞方向や＜０１１＞方向が板厚方向に近い方向に向いている結晶粒の割合が大きいものである。特に、ＲND値が２.０以下であることがより好ましい。ただし、過度に低いＲND値としても、それに見合った耐リジング性の改善効果は小さくなると考えられる。ＲND値は例えば１.０以上の範囲で調整すればよい。低いＲND値を得るには後述の熱間圧延条件に従うことが有効である。そのうえで更に熱延板焼鈍を行うと、２.０以下、あるいは更に１.８以下といった特に低いＲND値に調整することができる。
【００４５】
〔加工性〕
上述のように、本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板はマトリックスがフェライト再結晶粒からなる金属組織を有し、良好な加工性を呈する。ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）は例えば２６.０％以上である。特に、上述のＲND値が１.８以下であるような極めてランダム化された組織状態にコントロールされた鋼板においては、顕著な耐リジング性向上効果とともに、圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が３０.０％以上という優れた延性を実現することができる。
【００４６】
本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板は、面内異方性に関しても良好に維持されており、優れた耐リジング性との両立が実現できている。具体的には、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用いて標点距離２５ｍｍ、ひずみ量１５％の条件で測定される下記（４）式の面内異方性Δｒ（ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８）が１.１０以下をクリアしており、多くの用途においてｒ値の面内異方性に起因する問題を生じることなく表面性状の良好な加工製品を得ることができる。
Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２  …（４）
ここで、ｒL、ｒDおよびｒTは、それぞれ試験片を板面の圧延方向に対し、平行、４５°方向および９０°方向に採取し測定したｒ値（塑性ひずみ比）である。
【００４７】
また、後述の熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を省略する工程を採用することにより、特に上記Δｒが０.７０以下と小さい鋼板を得ることができる。このようにｒ値の面内異方性が小さい鋼板は、張出しや深絞りの変形要素が大きい加工製品への適用に好適である。
【００４８】
〔耐リジング性〕
本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板は、表面凹凸の高さと波長の両方を加味した厳しい基準で評価される優れた耐リジング性を有する。その具体的評価指標として、下記（Ａ）で定義されるリジング指標「Ｗａ×ＷＳｍ値」を採用することができる。
（Ａ）長手方向が圧延方向となるように採取されたＪＩＳ５号引張試験片を用いて、平行部での伸び率が２０％となるまで引張ひずみを付与したのち徐荷し、徐荷後の試験片平行部に圧延直角方向の測定ラインを５ｍｍ間隔で５本定め、ＪＩＳ  Ｂ０６０１：２０１３に従い、各測定ライン上で基準長さ２０ｍｍの表面プロフィールを測定し、カットオフ値λｆ＝８.０ｍｍ、λｃ＝０.５ｍｍとして波長成分０.５〜８.０ｍｍのうねり曲線を定め、５本の測定ライン毎に上記うねり曲線から算術平均うねりＷａ（μｍ）およびうねり曲線要素の平均長さＷＳｍ（μｍ）を求め、各測定ラインでのＷａの加算平均値Ｗａ(AVE)とＷＳｍの加算平均値ＷＳｍ(AVE)との積、Ｗａ(AVE)×ＷＳｍ(AVE)を算出する。この試験を３本の試験片について行い、計６個（試験片３本×両面）のＷａ(AVE)×ＷＳｍ(AVE)値の加算平均値を、当該鋼板のリジング指標である「Ｗａ×ＷＳｍ値」とする。
【００４９】
上記のＲND値を２.８以下とした本発明の鋼板では、Ｗａ×ＷＳｍ値が１２０００以下となる耐リジング性を実現できる。このような鋼板は、表面凹凸の高さと波長の両方を加味した厳しい基準での優れた耐リジング性を有すると評価できる。特にＲND値を１.８以下にコントロールした鋼板では、Ｗａ×ＷＳｍ値が８５００以下という非常に優れた耐リジング性を安定して実現することができる。
【００５０】
〔製造工程〕
本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板は、例えば以下のような工程によって製造することができる。
鋳片加熱→熱間圧延→（熱延板焼鈍）→冷間圧延→仕上焼鈍
上記のうち「熱延板焼鈍」の工程は、特に優れた耐リジング性の実現を重視する場合などに選択的に採用することができる。なお、上記工程中には「酸洗」の記載を省略しているが、酸洗は常法に従い適宜実施される。
【００５１】
上述の組織状態（金属組織および結晶方位比率）を得るためには、鋳片加熱と、熱間圧延の工程を工夫する必要がある。また、必要に応じて熱延板焼鈍を行うことができる。それ以外の工程については、従来一般的な条件を適用すればよい。以下、鋳片加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍について説明する。
【００５２】
〔鋳片加熱〕
熱間圧延前の鋳片加熱は１０５０〜１１５０℃の温度範囲で行うことが望ましい。鋳片加熱温度が高すぎると鋳片加熱炉から抽出したときのオーステナイト量が少なくなる。オーステナイト相はフェライト相と比較して硬質であるため、圧延時にはオーステナイト相の量が多いほどフェライト相へのひずみの導入が促進されやすく、フェライト結晶コロニーの消失化に有利となる。したがって、鋳片加熱温度を高くしすぎないことが耐リジング性向上には有利となる。一方、鋳片加熱温度が低すぎると、変形抵抗が大きくなり圧延負荷が増大する。
【００５３】
〔熱間圧延〕
熱間圧延は、粗圧延機と仕上圧延機を用いて行うことができる。仕上圧延機は、熱延鋼板の最終目標板厚まで圧下することができる熱間圧延機である。以下、粗圧延機で行う熱間圧延を「粗圧延」、仕上圧延機で行う熱間圧延を「仕上熱延」と言う。ここでは仕上熱延を再結晶温度以上、かつ（３）式のＡｒ値（℃）で表される温度以下の温度範囲で行うことによって、耐リジング性と加工性の向上を図る。そのためには、コイラーファーネスを有するリバース式熱延機を使用し、各仕上熱延のパス間において、再結晶温度以上Ａｒ値（℃）で表される温度以下で加熱することが極めて有効である。Ａｒ値以下の温度域は、オーステナイト相が平衡論的に安定に存在できない温度域に相当する。この温度域で圧下と加熱を繰り返すことによって、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応が促進される。また、再結晶温度以上で仕上熱延を終了させることによって、マトリックスは再結晶したフェライト結晶となる。この手法によって、再結晶したフェライト結晶中に炭化物が析出した組織状態の熱延鋼板が得られる。なお、本発明の対象鋼種の再結晶温度は８００℃前後である。そのため、例えば８５０℃以上の温度域で仕上熱延を行えば「再結晶温度以上で熱間圧延を行う」という要件を十分に満たすことができる。したがって、仕上熱延での圧延温度およびパス間加熱温度は、例えば８５０℃以上かつ（２）式のＡｒ値に相当する温度（℃）以下の範囲に管理してもよい。仕上熱延でのトータル圧延率は例えば５５〜９０％、仕上熱延の圧延パス数は例えば５〜７パスとすることができる。また、仕上熱延の初パス開始から最終パス終了までの所要時間は、パス間加熱の保持時間を含めて、例えば５〜１５分の範囲とすることが好ましい。熱延鋼板の板厚は例えば２.０〜８.０ｍｍの範囲で調整すればよい。
【００５４】
ここで開示の熱間圧延手法は、熱間圧延時にオーステナイト相を直接、フェライト相と炭化物へ分解させてしまうものである。このようにして得られた熱延鋼板を使用すると、熱間圧延後の焼鈍で炭化物の析出を図る従来一般的な手法と比べ、冷延焼鈍鋼板における結晶方位のランダム化が増大し、うねり曲線の高さに関するパラメータと波長に関するパラメータの積によって評価されるような厳しい基準での優れた耐リジング性を顕著に向上させることができる。タンデムミルを用いた一般的な仕上熱延では、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応を十分に進行させる時間的余裕がない。
【００５５】
上述の特許文献１には、パス間加熱を行いながら８５０℃以上で仕上熱延を行う手法が開示されている。しかし、Ａｌ、Ｔｉを含有しない鋼を対象としており、８５０℃以上の温度域は特許文献１に開示の鋼にとってオーステナイト相が安定して存在する領域に相当すると考えられる。そのため、熱間圧延時にオーステナイト相を直接、フェライト相と炭化物へ分解させてしまうことができない。また、この文献ではＢを含有しないＮｂ添加鋼を対象としており、適用鋼種が異なる。特許文献１の技術では本発明で意図する優れた耐リジング性を実現することは困難である。
【００５６】
〔熱延板焼鈍〕
必要に応じて熱延板焼鈍を行うことができる。上述のＲND値が例えば２.０以下、あるいは更に１.８以下といった特に低い値をとるような冷延焼鈍鋼板を得て、上述のＷａ×ＷＳｍ値が例えば８５００以下という非常に優れた耐リジング性を狙う場合は、熱延板焼鈍を行うことが望ましい。長時間のバッチ式焼鈍を行っても構わないが、連続焼鈍酸洗ラインでの短時間の焼鈍でも大きな効果が得られる。バッチ式焼鈍では例えば８３０℃以上Ａｒ値（℃）で表される温度以下で９〜２４時間保持する条件が適用できる。連続焼鈍では例えば８７０℃以上Ａｒ値（℃）で表される温度以下の範囲に定めた所定温度で０〜６０秒保持する条件が適用できる。保持時間０秒とは、所定の温度に到達したのち直ちに冷却するヒートパターンを意味する。
【００５７】
一方、上述のＷａ×ＷＳｍ値が例えば１２０００以下となる優れた耐リジング性を実現するとともに、ｒ値の面内異方性Δｒの低減をも重視する場合（例えばΔｒを０.７０と小さくコントロールしたい場合）には、熱延板焼鈍を省略し、そのまま冷間圧延工程に進めることが有利となることがわかった。本発明で規定する化学組成の鋼に上述の熱間圧延手法を適用することにより、オーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解が十分に進行し、再結晶も促進される。ただし、この段階（ａｓ  ｈｏｔ）の熱延板は、その後に熱延板焼鈍を施した熱延焼鈍鋼板と比べると、熱間圧延に起因するひずみを内部にある程度蓄えている。このひずみを積極的に利用することにより、ｒ値の面内異方性を一層効果的に低減することができる。すなわち、熱延板焼鈍を省略した場合には、上記の熱間圧延に起因するひずみに、冷間圧延により導入される加工ひずみが加わった状態で最終的な仕上焼鈍に供されることになる。そのことが、ｒ値の面内異方性Δｒの低減に有利な結晶配向（上記ＲND値が１.８を超え２.８以下）の形成に寄与しているのではないかと推察される。
【実施例】
【００５８】
表１Ａ、１Ｂに示す鋼を溶製し、連続鋳造スラブ（板厚約２００ｍｍ）を得た。これをスラブ加熱炉で加熱した後、炉から出し、粗圧延および仕上熱延を施し、巻き取ることにより熱延鋼板とした。鋳片（連続鋳造スラブ）の加熱は、表２、表３中に示した鋳片加熱温度にて、保持時間１２０〜３００分の範囲で行った。粗圧延によって板厚１８〜２３ｍｍの粗圧延材としたのち、仕上熱延を行った。仕上圧延機は、比較例Ｂ２３を除きリバース式であり、ミルの両側に各圧延パス間で鋼板を巻き取って加熱保持する炉（コイラーファーネス）を備えている。仕上熱延の合計パス数は５〜７パスとし、各パス間でコイラーファーネスにて加熱処理を行った。その加熱温度は表２、表３中に示してある。各パス間での加熱温度は一律とした。比較例Ｂ２３ではタンデムミルにより仕上熱延を行った。いずれの例においても、仕上熱延の最終パス終了後には熱処理を加えることなく巻き取り、大気中で放冷した。このようにして板厚２.０〜８.０ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００５９】
得られた熱延鋼板からサンプルを採取し、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）の組織観察および硬さ測定を行った。光学顕微鏡による金属組織観察にてフェライト結晶粒が再結晶化しているかどうかを調べ、再結晶化しているものを○（再結晶化：合格）、それ以外を×（再結晶化：不合格）と評価した。硬さ試験はＪＩＳ  Ｚ２２４４：２００９に従って行い、Ｌ断面内に無作為に定めた位置での１０点の硬さ測定値を平均した値を当該熱延鋼板の硬さとした。フェライト相が再結晶化していても、マルテンサイト相が存在する場合には硬さが高くなる。結果を表２、表３に示す。
【００６０】
続いて、一部の例では熱延鋼板にバッチ式焼鈍炉または連続焼鈍炉により熱延板焼鈍を施した。熱延板焼鈍の有無あるいは熱延板焼鈍条件は表２、表３中に示してある。次いで、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍（８７０℃×５秒）、酸洗を順次施し、板厚０.７ｍｍの冷延焼鈍鋼板を得た。冷延焼鈍鋼板からサンプルを採取し、以下の調査を行った。
【００６１】
〔金属組織〕
Ｌ断面について光学顕微鏡にて金属組織観察を行った。その結果、本発明例の冷延焼鈍鋼板はいずれも、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散している金属組織を呈していることが確認された。
【００６２】
〔結晶方位比率〕
板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）について、ＴＳＬ社製；結晶方位解析システム（ＰＥＧＡＳＵＳ２３００）を使用してＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により板厚方向のフェライト結晶方位を測定した。測定面は圧延面をＳｉＣペーパー（ＪＩＳ  Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ１８０、Ｐ３２０、Ｐ５００およびＰ１０００）で０.２ｍｍ研磨した後バフ研磨仕上げにより平滑に調製した表面とした。無作為に２ｍｍ×２ｍｍの測定視野を３視野選択し、それぞれの視野についてステップサイズ（測定ピッチ）０.５μｍで電子線を照射して、００１逆極点図に基づくＢＣＣ結晶方位マップを作成した。結晶方位マップにおいては、フェライト結晶の＜００１＞、＜０１１＞、＜１１１＞方向からそれぞれ１５°以内である領域が区別できるようにした。上記それぞれの領域の面積を画像解析ソフトウエアにより算出した。各視野での算出結果から、＜００１＞、＜０１１＞、＜１１１＞方向からそれぞれ１５°以内である領域の合計面積を求め、それらを前記（２）式に代入することによりＲND値を定めた。結果を表２、表３に示す。
【００６３】
〔耐リジング性〕
各冷延焼鈍鋼板から長手方向が圧延方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取した。この試験片に平行部での伸び率が２０％となるまで引張ひずみを付与したのち徐荷し、リジング測定試料とした。リジング測定試料の平行部に、圧延直角方向（すなわち試験片の長手方向に対して直角方向）の測定ラインを５ｍｍ間隔で５本定めた。接触式表面粗さ計（東京精密社製；ＳＵＲＦＣＯＭ２９００ＤＸ）を用いて、ＪＩＳ  Ｂ０６０１：２０１３に従い、各測定ライン上で基準長さ２０ｍｍの表面プロフィールを測定し、カットオフ値λｆ＝８.０ｍｍ、λｃ＝０.５ｍｍとして、波長成分０.５〜８.０ｍｍのうねり曲線を定めた。λｆ＝８.０ｍｍとすることで板反りに起因するうねり成分を除去している。５本の測定ラインについて上記うねり曲線から算術平均うねりＷａ（μｍ）およびうねり曲線要素の平均長さＷＳｍ（μｍ）を求めた。各測定ラインで求めた５個のＷａの加算平均値Ｗａ(AVE)と、同じく各測定ラインで求めた５個のＷＳｍの加算平均値ＷＳｍ(AVE)との積、Ｗａ(AVE)×ＷＳｍ(AVE)を当該測定面におけるリジング指標値とした。同様の操作を、同じリジング測定試料の反対側の表面（前記測定面の裏側表面）についても実施し、反対側測定面におけるリジング指標値を求めた。リジング測定試料は各冷延焼鈍鋼板につき３本用意し、それぞれの試料の両面について上記リジング指標値の算出を実施した。このようにして、各冷延焼鈍鋼板につき計６個（試験片３本×両面）のリジング指標値を求めた。そして、上記６個のリジング指標値を加算平均することにより、当該冷延焼鈍鋼板のリジング指標値を定めた。以下、このようにして求めたリジング指標値を「Ｗａ×ＷＳｍ値」と表記する。発明者らの検討によれば、うねりの高さと波長の両方を加味した上記Ｗａ×ＷＳｍ値が１２０００以下であれば、種々の加工製品で意匠性の高い平滑な表面外観が得られる優れた耐リジング性を呈すると評価することができる。したがって、Ｗａ×ＷＳｍ値が１２０００以下のものを合格と判定した。なかでも、Ｗａ×ＷＳｍ値が８５００以下のものは非常に優れた耐リジング性を有すると評価できる。結果を表２、表３に示す。表２、表３には、Ｗａ×ＷＳｍ値が８５００以下のものに◎、８５００超え１２０００以下のものに○、それ以外に×を付記した。
【００６４】
〔溶接性〕
鋼板表面に、電極１.６ｍｍφ、溶接電流６０Ａ、速度１０ｍｍ／秒の条件でＴＩＧなめ付け溶接を施し、その溶接部についてカラーチェック（浸透探傷検査）を行った。割れが認められないものを○（溶接性；良好）、それ以外を×（溶接性；不良）と判定した。結果を表２、表３に示す。
【００６５】
〔加工性〕
（破断伸び）
各冷延焼鈍鋼板からＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１に従い圧延方向の引張試験を行い、破断後の試験片から破断伸び（％）を測定した。破断伸びが３０％以上であるものを◎（延性；優秀）、２６％以上であるものを○（延性；良好）、それ以外を×（延性；不良）と判定した。
【００６６】
（面内異方性）
各冷延焼鈍鋼板から、長手方向が板面の圧延方向に対し、平行方向（Ｌ方向）、４５°方向（Ｄ方向）、９０°方向（Ｔ方向）であるＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を採取し、それらの試験片にＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１に従う引張試験により標点距離２５ｍｍ、ひずみ量１５％のひずみを付与し、ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８に規定されるｒ値の面内異方性Δｒを前掲の（４）式により求めた。Δｒが０.７０以下であるものを◎（面内異方性；優秀）、０.７０を超え１.１０以下であるものを○（面内異方性；良好）、それ以外を×（面内異方性；不良）と判定した。
これらの結果を表２、表３に示す。
【００６７】
【表１Ａ】
2018080386.tif 000003
【００６８】
【表１Ｂ】
2018080386.tif 000004
【００６９】
【表２】
2018080386.tif 000005
【００７０】
【表３】
2018080386.tif 000006
【００７１】
本発明例のものはいずれも、仕上熱延において、オーステナイト相が安定に存在しない温度域（Ａｒ値よりも低い温度域）でパス間加熱を行いながら圧延を行うことにより、熱間圧延時にオーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応を十分に促進させたものである。それらの熱延鋼板に由来する冷延焼鈍鋼板では（２）式で表される結晶方位比率ＲND値が低く、フェライト結晶方位のランダム化が進んでいる。その結果、優れた耐リジング性が得られた。これらはいずれも、延性およびｒ値の面内異方性についても良好であり、厳しい評価基準での耐リジング性と、加工性との両立が実現されている。また、熱延板焼鈍を施した例ではＲND値が非常に低く、それに伴い耐リジング性はより一層改善されている。熱延板焼鈍を省略した例ではｒ値の面内異方性の改善効果が大きい。
【００７２】
比較例Ｂ１、Ｂ５は仕上熱延のパス間加熱温度が低いので、熱間圧延中にオーステナイト相からフェライト相と炭化物への分解反応、および再結晶化を十分に成し遂げることができず、耐リジング性の改善が不十分であった。また、分解しきれなかったオーステナイト相は熱延鋼板中にマルテンサイト相として残存し、その後の冷間圧延、焼鈍によっても加工性を十分に改善することができなかった。Ｂ２は鋳片加熱温度が高いので仕上熱延に供する粗圧延材のオーステナイト量が少なく、仕上熱延では硬質なオーステナイト相の共存に起因するフェライト相へのひずみ導入効果が少なかった。そのため、フェライト結晶コロニーの消失化が不十分となり、耐リジング性に劣った。Ｂ３は仕上熱延でのパス間加熱をオーステナイト相安定温度域（Ａｒ値より高い温度）まで引き上げた例である。この場合、仕上熱延温度が高いのでフェライト結晶コロニー消失化および仕上熱延でのフェライト相再結晶化が進み、耐リジング性の改善効果は得られた。しかし、仕上熱延時に分解しきれなかったオーステナイト相が熱延鋼板中にマルテンサイト相として残存し、その後の冷間圧延、焼鈍によっても加工性を十分に改善することができなかった。Ｂ４は鋳片加熱温度が高く抽出時のオーステナイト相が少量であったためフェライトコロニーの粉砕が促進せず、耐リジング性が悪かった。また、仕上熱延でのパス間加熱温度がＡｒ値より高かったため、熱延鋼板中にマルテンサイト相が残存し、加工性が低下した。
【００７３】
Ｂ６はＢを含有せず、Ｂ７はＢ含有量が低いものである。これらはいずれも鋳片加熱時にオーステナイト相の微細分散化が不十分となり、冷延焼鈍鋼板においてはフェライト結晶の配向性が十分に解消されずＲND値が大きかった。その結果、耐リジング性に劣った。Ｂ６ではｒ値の面内異方性も大きかった。Ｂ８はＢ含有量が高いため溶接高温割れを生じた。Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１１、Ｂ１４、Ｂ１６、Ｂ１７、Ｂ１９、Ｂ２０、Ｂ２２はいずれもγmax値が高いのでオーステナイト相の共存量が多い状態での熱間圧延となり、フェライト結晶コロニーの消失化の効果が大きかったので耐リジング性の改善効果は認められた。しかし、これらはマルテンサイト相が残存し、良好な加工性との両立が達成されなかった。Ｂ１２、Ｂ１３、Ｂ１５、Ｂ１８、Ｂ２１はいずれもγmax値が低いのでオーステナイト相の共存量が少ない状態での熱間圧延となり、耐リジング性の改善が不十分であった。また、ｒ値の面内異方性の改善も不十分であった。このうちＢ１５はＳｉ含有量が高いので加工性も悪かった。Ｂ２３は一般的なタンデムミルによる仕上熱延工程を採用したものである。この場合、仕上熱延での再結晶温度以上での鋼板加熱および保持が不可能であり、フェライト相の再結晶化を圧延中に十分に進行させることが困難であったため、フェライト相が再結晶化することなく粗大なバンド状組織を呈していた。その結果、冷延焼鈍鋼板においてフェライト結晶方位のランダム化が不十分となり、耐リジング性に劣った。また、ｒ値の面内異方性も大きかった。
【００７４】
参考のため、図１〜図４に、それぞれ本発明例Ａ１（鋼Ｎｏ.１）、本発明例Ａ２（鋼Ｎｏ.１）、比較例Ｂ６（鋼Ｎｏ.１３）、比較例Ｂ２３（鋼Ｎｏ.３８）について、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）のＥＢＳＤ測定による００１逆極点図に基づく結晶方位マップを例示する。これらの結晶方位マップは、フェライト結晶の板厚方向結晶方位が＜１１１＞方向から１５°以内である領域を黒、フェライト結晶の板厚方向結晶方位が＜００１＞方向から１５°以内である領域および＜０１１＞方向から１５°以内である領域をグレー、それ以外の領域を白で表示したものである。図中のスケールは７００μｍ長さである。黒の領域の面積をグレーの領域の面積で除した値が上述（２）式のＲND値に相当する。図中には（２）式右辺のＳ001、Ｓ011およびＳ111の値を併記した。本発明例のもの（図１、図２）は、比較例のもの（図３、図４）と比べ、グレーの領域の面積割合が減少するとともに黒の領域の面積割合増加している。すなわち、本発明例のものはフェライト結晶の方位（配向性）がランダム化していることがわかる。
【図１】
2018080386.tif 000007
【図２】
2018080386.tif 000008
【図３】
2018080386.tif 000009
【図４】
2018080386.tif 000010
【手続補正書】
【提出日】平成30年3月22日(2018.3.22)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０２０〜０.１５０％、Ｓｉ：０.１０〜１.００％、Ｍｎ：０.１０〜１.００％、Ｎｉ：０.０１〜０.６０％、Ｃｒ：１１.００〜１９.００％、Ｎ：０.０１０〜０.０５０％、Ｂ：０.００２５〜０.０１００％、Ａｌ：０〜０.２００％、Ｔｉ：０〜０.１８０％、Ｍｏ：０〜０.５０％、Ｃｕ：０〜０.５０％、Ｎｂ：０〜０.１０％、Ｃｏ：０〜０.１０％、Ｖ：０〜０.２０％であり、このうちＡｌ：０.０５０〜０.２００％、Ｔｉ：０.０５０〜０.１８０％の群から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式により定まるγmax値が２０.０〜４４.０である化学組成を有し、再結晶したフェライト結晶粒で構成されるマトリックス中に炭化物粒子が分散している金属組織を有し、下記（２）式により定まるＲND値が２.８以下である結晶方位比率を有し、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が２６.０％以上であり、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片を用いて標点距離２５ｍｍ、ひずみ量１５％の条件で測定される下記（４）式の面内異方性Δｒ（ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８）が１.１０以下であるフェライト系ステンレス鋼板。
γmax＝４２０Ｃ−１１.５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ−１１.５Ｃｒ−１２Ｍｏ＋９Ｃｕ−４９Ｔｉ−５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９  …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
ＲND＝Ｓ111／（Ｓ001＋Ｓ011）  …（２）
ここで、Ｓ001、Ｓ011およびＳ111は、板厚方向に垂直な断面（ＮＤ面）についてＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）により測定したフェライト結晶の板厚方向結晶方位が、それぞれ＜００１＞方向、＜０１１＞方向および＜１１１＞方向から１５°以内である結晶粒の面積割合である。
Δｒ＝（ｒL−２ｒD＋ｒT）／２  …（４）
ここで、ｒL、ｒDおよびｒTは、それぞれ試験片を板面の圧延方向に対し、平行、４５°方向および９０°方向に採取し測定したｒ値（塑性ひずみ比）である。
【請求項２】
さらに下記（３）式により定まるＡｒ値が８７０以上である化学組成を有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
Ａｒ＝−２５０Ｃ＋７３Ｓｉ−６６Ｍｎ−１１５Ｎｉ＋３５Ｃｒ＋６０Ｍｏ−１８Ｃｕ＋６２０Ｔｉ＋７５０Ａｌ−２８０Ｎ＋３１０  …（３）
ここで、（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、含有しない元素については０（ゼロ）が代入される。
【請求項３】
前記ＲND値が１.８以下であり、ＪＩＳ１３Ｂ号引張試験片による圧延方向の破断伸び（ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１）が３０.０％以上である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
前記面内異方性Δｒ（ＪＩＳ  Ｚ２２５４：２００８）が０.７０以下である請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。