(57)【要約】【課題】靭性に優れかつ良好な耐食性を有し、生産性および経済性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.03％以下、Ｃ＋Ｎ：0.05％以下、Ｓｉ：0.70％以下、Ｍｎ：0.50％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｃｒ：16〜25％、Ｎｉ：1.0％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）％未満、Ｖ：0.1％以下、Ｎｂ：0.1％以下、Ａｌ：0.01〜0.05％、およびＺｒ：0.02〜0.40％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板中の窒化物が実質的にＺｒＮであるフェライト系ステンレス鋼板とする。【選択図】図１
2011214063.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.03％以下、Ｃ＋Ｎ：0.05％以下、Ｓｉ：0.70％以下、Ｍｎ：0.50％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｃｒ：16〜25％、Ｎｉ：1.0％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）％未満、Ｖ：0.1％以下、Ｎｂ：0.1％以下、Ａｌ：0.01〜0.15％、およびＺｒ：0.02〜0.40％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板中の窒化物が実質的にＺｒＮであることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
前記フェライト系ステンレス鋼板において、さらに、質量％で、Ｃｕ：0.3〜0.8％、Ｍｏ：0.1〜2.5％、およびＢ：0.0002〜0.002％から選んだ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１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
製鋼後の溶鋼をスラブとし、スラブ加熱後、熱間圧延を施し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施して請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、Ｚｒ源として、製鋼段階でフェロジルコニウムを添加することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブ加熱における加熱温度を1100〜1300℃、前記熱間圧延後の熱延板厚みを４mm以上とする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鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記熱間圧延のまま、または熱延板焼鈍後の０℃でのシャルピー衝撃試験における単位面積あたりの吸収エネルギーの値(vE0)が、50J/cm2以上であることを特徴とする請求項３または４に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項３〜５のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、前記熱間圧延後または熱延板焼鈍後、脱スケールし、ついで冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗を施すに際し、冷間圧延後の冷延板の厚みを４mm以下とすることを特徴とす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、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特に、Ｚｒを含有させることにより鋼板中の窒化物を制御して、鋼板の靭性の向上を図ろうとするものである。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼の中では、その優れた耐食性と靭性により、オーステナイト系ステンレス鋼のSUS304（18％Ｃｒ-８％Ｎｉ）（JIS G 4305）が広く使用されている。しかし、この鋼種は、Ｎｉを多量に含むために高価である。また、Ｎｉを多量に添加しないフェライト系ステンレス鋼としては、SUS304相当の優れた耐食性をもつ鋼種として、Ｍｏを含有するSUS436L（18％Ｃｒ-１％Ｍｏ）（JIS G 4305）がある。しかし、これもまたＭｏが高価な元素であるため、わずか１％の添加でも大幅なコストアップとなる。さらに、このSUS436Lは、構造材として十分な靭性を有しているとはいえない。
【０００３】
また、Ｍｏを添加しないフェライト系ステンレス鋼としては、SUS430J1L（19％Ｃｒ-0.5％Ｃｕ-0.4％Ｎｂ）（JIS G 4305）があるが、SUS304やSUS436Lに比べて耐食性が劣り、さらに構造材としても十分な靭性を有しているとはいい難い。
【０００４】
上述したような理由から、Ｍｏを添加しないでSUS304相当の耐食性を持ち、かつ構造部材として十分な靭性を有するフェライト系ステンレス鋼が求められている。さらに、耐食性はフェライト系ステンレス鋼の汎用鋼種であるSUS430相当であっても、近年では、構造材用途が多様化するなど、熱延板、熱延焼鈍板の状態で優れた靭性を有するフェライト系ステンレス鋼が求められている。
【０００５】
これに対して、特許文献１では、成分組成として質量％で、Ｃｒ：９〜30％、Ｃｕ：0.1〜0.6％、Ｔｉ：5×C〜15×C％、およびＳｂ：0.02〜0.2％を含有することを特徴としたフェライト系ステンレス鋼が、特許文献２では、Ｃｒが11〜23質量％、かつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのうち少なくとも１種を0.01〜１質量％含み、さらに、式：Ti/48+Nb/93+Zr/91
+Ta/181≧C/12+N/14を満足することを特徴としたフェライト系ステンレス鋼が、さらに、特許文献３では、成分組成として質量％で、Ｃｒ：５〜60％、Ｔｉ：4×(C+N)〜0.5％、およびＮｂ：0.003〜0.020％を含有し、かつ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、および Ｗのうちから選んだいずれか１種または２種以上を式：0.3 ≦Ni+Co+2Cu +W≦6.0を満足するように含有することを特徴としたフェライト系ステンレス鋼が示されている。
【０００６】
いずれの特許文献も比較的Ｃｒの添加量が多い。Ｃｒの添加量を増加すれば耐食性が向上するが、熱延板の靭性が低下する。また、高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼の熱延板は、冷間圧延の前に連続焼鈍、酸洗ラインを用い、焼鈍と酸洗を行う必要があるが、熱延板の靭性が低いと、連続焼鈍、酸洗ラインに通板できない場合がある。さらに、効率的な生産という点からは、普通鋼と兼用の冷延板の高速連続焼鈍ラインでの効率的な冷延板の焼鈍が行えることも必要である。
【０００７】
フェライト系ステンレス鋼では、上記したように比較的多量のＣｒを含有するため、いわゆる再結晶温度が高くなり、熱間圧延中に十分に再結晶させ、組織を微細化することが困難であるため、熱延板の靭性が低下することがある。
こうした問題を解決する手段の一つに、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓ、Ｐ、Ｏといった不純物を極力低減し、高純度化することで、再結晶を促進させる方法が知られている、しかし、凝固組織中の結晶粒の粗大化の影響が著しく、リジング特性が低下するといった問題が生じる。
【０００８】
熱延板の組織を微細化することで、熱延板の靭性を改善しつつ冷延焼鈍板のリジング特性を改善するためには、凝固組織の微細化、および熱延板中の再結晶促進による組織の微細化という方法が挙げられる。これらのうち、熱延板中の再結晶を促進させるためには、熱間圧延時に強圧下を加えることが有効である。しかし、Ｃｒを多く含むフェライト系ステンレス鋼では、その耐酸化性により表面の生成スケールが薄く、圧延ロールとの焼きつきによる表面疵が発生するため、いわゆる肌荒れが生じやすくなるという問題がある。さらに、この熱延板に肌荒れが生じると、それに伴い、酸洗での溶解量を増やす必要が生じ、その結果、通板の速度を落としたり、熱延板の表面をグラインダー等で削る作業が必要となり、生産性、経済性とも著しく低下する。
【０００９】
一方、凝固組織を微細化させる技術としては、種々の介在物を凝固の際の核として利用する方法や、電磁撹拌による方法などが知られているが、多量の金属元素および非金属元素の添加が必要であったり、凝固時の冷却勾配を小さくする必要性から処理時間がかかるといった問題がある。
【００１０】
上述した一連の問題に対し、特許文献４には、Ｎｂを添加せず、Ｔｉ、Ｖ、Ｂの添加量を最適化することにより、熱延板の靭性を改善する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特公昭50-6167号公報
【特許文献２】特公昭64−4576号公報
【特許文献３】特許第3420371号公報
【特許文献４】特開平9-176801号公報
【特許文献５】特開2007-77496号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１〜３に示された発明では、優れた耐食性と、熱延板の連続焼鈍および冷延板の高速連続焼鈍による高効率な生産性とを両立させることは難しく、また、熱延板の靭性を改善する方法については、なんらの方策も講じられていない。
【００１３】
また、特許文献４に示された発明では、実施例中の記載にもあるように、熱延板の靭性を改善する目的で熱間圧延の直後に水靭を行う必要があるため、専用の製造設備が必要となり、生産性でも経済性でも有利とは言えなかった。さらにＭｏの添加も必須であり、この点でも経済的に不利であった。
【００１４】
本発明は、上記した問題点に鑑み、安価かつ高効率な生産が可能で、靭性にも優れたフェライト系ステンレス鋼をその有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
これまでも、発明者らは、前述した課題を解決するために、高価なＮｉやＭｏを含まず、かつ耐食性に優れたステンレス鋼を得る方法につき研究し、特許文献５に示したように、Ｃｒの添加量を、その耐食性と製造性の観点から20.5〜22.5質量％の範囲に限定し、不純物元素としての炭素や窒素を低減化し、さらに、適量のＴｉを添加することによって、SUS304あるいはSUS436L相当の優れた耐食性を持つステンレス鋼板が得られることを見出している。
【００１６】
発明者らは、この発明の更なる改良、特に熱延板の靭性の改良について鋭意研究した結果、Ｔｉ添加鋼では、溶鋼段階から析出する粗大なＴｉＮ析出物の存在により、鋼板の靭性の向上が阻害されていることを突き止めた。
そこで、このＴｉＮ析出物の生成を抑制するために、種々の金属添加について検討した。その結果、Ｚｒを適量添加し、鋼板中の窒化物をＺｒＮの形態で存在させ、実質的にＴｉＮを鋼板中に存在させないことで、鋼板の熱延板、熱延焼鈍板の靭性が著しく改善されることを見出した。
【００１７】
さらに、Ｔｉが存在すると、冷延焼鈍板とした際に、Ｔｉ系介在物が列状に並んだ欠陥が発生しやすく、表面品質が劣るといった問題があることも明らかとなった。従って、Ｔｉを４×（Ｃ＋Ｎ）％未満と抑制することが、冷延焼鈍板の表面品質改善の点で有利であることも明らかとなった。
【００１８】
また、製鋼段階において、Ｚｒの原料としてフェロジルコニウムを用い、さらに、２次精錬の最終段階において、Ｚｒが酸化されないように溶鋼に直接投入することで、上述したＺｒＮが有利に生成されることも併せて見出した。
本発明はこれらの知見に基づいてなされたものである。
【００１９】
すなわち、本発明の構成は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.03％以下、Ｃ＋Ｎ：0.05％以下、Ｓｉ：0.70％以下、Ｍｎ：0.50％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下、Ｃｒ：16〜25％、Ｎｉ：1.0％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）％未満、Ｖ：0.1％以下、Ｎｂ：0.1％以下、Ａｌ：0.01〜0.15％、およびＺｒ：0.02〜0.40％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板中の窒化物が実質的にＺｒＮであることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板。
【００２０】
（２）前記フェライト系ステンレス鋼板において、さらに、質量％で、Ｃｕ：0.3〜0.8％、Ｍｏ：0.1〜2.5％、およびＢ：0.0002〜0.002％から選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【００２１】
（３）製鋼後の溶鋼をスラブとし、スラブ加熱後、熱間圧延を施施し、あるいはさらに熱延板焼鈍を施して前記（１）または（２）に記載のフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、Ｚｒ源として、製鋼段階でフェロジルコニウムを添加することを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２２】
（４）前記スラブ加熱における加熱温度を1100〜1300℃、前記熱間圧延後の熱延板厚みを４mm以上とすることを特徴とする前記（３）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２３】
（５）前記熱間圧延のまま、または熱延板焼鈍後の０℃でのシャルピー衝撃試験における単位面積あたりの吸収エネルギーの値(vE0)が、50J/cm2以上であることを特徴とする前記（３）または（４）に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００２４】
（６）前記（３）〜（５）のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、前記熱間圧延後または熱延板焼鈍後、脱スケールし、ついで冷間圧延、仕上げ焼鈍および酸洗を施すものとし、その際冷間圧延後の冷延板の厚みを４mm以下とすることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、高価なＭｏ等の元素を添加することなく、安価に、高い生産性の下で、SUS304、SUS436L、およびSUS430相当の優れた耐食性を有し、かつ靭性にも優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
さらに、Ｔｉを低減したことで、熱延板の靭性の向上のみならず、冷延焼鈍板の表面品質が向上（改善）するといった効果も生じ、製造可能な熱延焼鈍板の板厚範囲が広がり、また、本発明に従う方法により製造された熱延板を素材とした冷延焼鈍板についても製造可能な板厚範囲が広がるため、各種部材への適用範囲を大幅に増やすことができる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】Ｚｒ添加量と熱延板の靭性の関係を示す図である。
【図２】本発明に従うＺｒ添加鋼の電解抽出残渣のＸ線回折結果の例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下に本発明を具体的に説明する。
まず、本発明においてフェライト系ステンレス鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の鋼板中の成分組成の％表示は、特に断らない限り、質量％を表すものとする。
Ｃ：0.03％以下、Ｎ：0.03％以下、Ｃ＋Ｎ：0.05％以下
ＣおよびＮは、熱延板の靭性を低下させるので少ない方が望ましく、それぞれ0.03％以下、それらの合計量でも0.05％以下に限定した。好ましくは、Ｃ：0.015％以下、Ｎ：0.015％以下、Ｃ＋Ｎ：0.03％以下である。なお、特に高い耐食性が要求される場合には、Ｃ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下、Ｃ＋Ｎ：0.015％以下にすることがさらに好ましい。
【００２８】
Ｓｉ：0.70％以下
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。しかし、多量に添加すると熱延板の靭性を低下させる。よって、Ｓｉは0.70％以下とする。好ましくは、0.30％以下である。
【００２９】
Ｍｎ：0.50％以下
Ｍｎは、脱酸作用がある。しかし、鋼中で硫化物を形成すると著しく耐食性が低下するため添加量は低い方が望ましく、製造時の経済性を考慮して、0.50％以下とする。好ましくは、0.30％以下である。
【００３０】
Ｐ：0.04％以下
Ｐは、熱間加工性を低下させるので、少ない方が好ましいが、0.04%までは許容できる。
【００３１】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、熱間加工性を低下させ、上記したＭｎとの硫化物を形成する問題があるため、少ない方が好ましいが、0.02%までは許容できる。好ましくは0.005％以下である。
【００３２】
Ｃｒ：16〜25％
Ｃｒは、本発明において、十分な耐食性を実現するための最も重要な元素であり、SUS430相当の耐食性を得るためには、16％以上の添加が必要である。一方、25％を超えて添加すると、たとえ、熱延板コイルの水靭を行っても熱延板の靭性を高めることができず、また、熱延板の連続焼鈍が困難となる。よって、Ｃｒは16〜25％の範囲に限定する。なお、SUS304あるいはSUS436L相当の耐食性を得るためには、20.5％以上の添加が好ましい、また、特に高い熱延板靭性が必要な場合や、経済的な面を考慮すると、22％以下が好ましい。
【００３３】
Ｎｉ：1.0％以下
Ｎｉは、Ｃｕ添加による熱間加工性の低下を防ぐ効果がある。また、隙間腐食を低減させる効果を有する。しかし、高価な元素であることに加え、1.0％を超えて添加してもその効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。このため、Ｎｉは1.0％以下とする。好適には0.1〜0.4％の範囲である。
【００３４】
Ｔｉ：４×（Ｃ＋Ｎ）％未満（CおよびNは各元素の含有量で、単位は質量％である。）
Ｔｉは、溶接部の加工性や耐食性に有害なＣやＮをＴｉＣやＴｉＮとして無害化して、耐食性を向上させる効果を有する。また、連続焼鈍による鋭敏化を防止するためにもＴｉの添加は必要である。しかし、本発明では、冷延焼鈍後の表面欠陥を低減する効果を得るために、Ｔｉは４×（Ｃ＋Ｎ）％未満に限定する。
【００３５】
Ｖ：0.1％以下
Ｖは、熱延板の靭性を低下させるために少ない方が好ましいが、0.1％までは許容できる。好ましくは0.05％以下である。
【００３６】
Ｎｂ：0.1％以下
Ｎｂは、熱延板の結晶粒を微細化させることにより、熱延板の靭性を向上させる効果を持つが、0.1％を超えて添加すると、鋼板の硬化が著しくなるため、添加量は0.1％以下に限定する。また、Ｎｂは、再結晶温度を上昇させるため、過剰に添加すると普通鋼を焼鈍するための高速冷延焼鈍ラインでは焼鈍が十分に行えず、焼鈍後の加工性が低下する。このため、生産性を重視する際には、その上限を0.01％以下とすることが望ましく、より好ましくは0.005％以下である。
【００３７】
Ａｌ：0.01〜0.15％
Ａｌは、脱酸のために添加するが、その効果を得るには0.01％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると大型のＡｌ系介在物が生成して表面欠陥の原因となるため、その上限は0.15％とする。
【００３８】
Ｚｒ：0.02〜0.40％
Ｚｒは、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の靭性を改善するための最も重要な元素である。すなわち、ＺｒＮを形成して、熱延板や熱延焼鈍板の靭性を低下させる粗大なＴｉＮの生成を抑える効果を有する。また、Ｚｒは、ＣやＮを無害化して、溶接部で粒界腐食が生じることを防ぐ効果がある。これらの効果を得るためには、0.02％以上の添加が必要である。一方、0.40％を超えて添加すると、熱延板の靭性をかえって低下させるため、製造を困難にする。さらに、Ｃ、ＮまたはＯと結合した介在物が多くなり、表面欠陥を増加させる場合がある。よって、Ｚｒは0.02〜0.40％の範囲とする必要がある。
本発明鋼では、Ｔｉを低減しているため、鋼板の溶接部での鋭敏化が懸念されるが、Ｚｒ／（Ｃ＋Ｎ）を４以上、好ましくは８以上とすることで、溶接部での鋭敏化を抑えることができる。特に、入熱の大きい溶接を行う場合などは、Ｚｒ量を0.2％以上とすることが好ましい。  
なお、添加量の下限値は、絶対量で0.05％とすることが、靭性改善効果の点で好適である。
【００３９】
上述したＺｒを添加する際には、原料としてフェロジルコニウムを使用する。Ｚｒは、酸素との親和力が強く、溶鋼の脱酸が不十分な状態で原料を投入したり、スラグ上からフェロジルコニウムを投入するなどすると、その多くが酸化物となってしまい、ＴｉＮの析出を抑制するＺｒＮとしての役割を果たさなくなってしまう。このためフェロジルコニウムの添加にあたっては、例えば、耐火物や鉄で作った筒状のワイヤや鉄製の箱の中にフェロジルコニウムを充填して、製鋼時の溶鋼へ直接投入するなどして、スラグ中の酸素とＺｒの反応を抑えるように工夫することが大切である。
【００４０】
図１に、16〜23％Ｃｒフェライト系ステンレス鋼に対し、Ｚｒを添加した場合の５mm厚の熱延板の０℃でのシャルピー衝撃試験結果を示す。同図の縦軸の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値(vE0)を、衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギーに換算した値である。Ｚｒを0.02〜0.40％の範囲で含有させることにより、熱延板の靭性が著しく向上することが分かる。
なお、本発明に従う熱延板をフェライト系ステンレス冷延鋼板に仕上げた場合も、上記した靭性値と同じかそれ以上となることが確かめられている。
【００４１】
図２に、本発明に従うフェライト系ステンレス鋼を電解抽出により析出物を残渣として抽出し、Ｘ線回折により結晶構造を同定した結果の例を示す。
【００４２】
同図より本発明に従うフェライト系ステンレス鋼では、ＺｒＮのピークが確認できる。これにより、本発明では、窒化物が実質的にＺｒＮになっていることが分かる。
なお、本発明中で、実質的とは、鋼板の窒化物中のＺｒＮの割合が95質量％以上であることを意味する。また、その他の窒化物としてはＴｉＮ、ＡｌＮ、Ｃｒ2Ｎ等が考えられるが、これらが合計で５質量％未満であれば問題ない。
【００４３】
さらに、本発明では、その他必要に応じて、以下の元素を添加することができる。
Ｃｕ：0.3〜0.8％
Ｃｕは、耐食性を向上させるために有用な元素であり、特に隙間腐食を低減させる上で有効な元素である。この効果を得るためには、0.3％以上の添加が必要である。一方、0.8％を超えて添加すると、熱間加工性が低下する。よって、Ｃｕは0.3〜0.8％の範囲に限定する。好ましい範囲は、0.3％以上0.5％以下である。ただし、特に高い耐食性を必要としない場合には、Ｃｕは添加しなくても良い。
【００４４】
Ｍｏ：0.1〜2.5％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、高い耐食性を必要とする場合には、添加することが有効である。一方で、高価な元素であることに加えて、過剰に添加すると熱延板の靭性の低下により、製造性が悪くなるおそれがある。さらに、冷延焼鈍板を硬くして加工性を低下させるので、添加する場合は、0.1〜2.5％とするのが望ましい。
【００４５】
Ｂ：0.0002〜0.002％
Ｂは、深絞り成形時の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。その効果は、0.0002％未満では得られない。一方、過剰な添加は、熱間加工性と深絞り性を低下させる。よって、添加量は、0.0002〜0.002％の範囲が好ましい。
【００４６】
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。本発明の高効率な製造方法としては、スラブに連続鋳造し、1100〜1300℃の範囲に加熱して、熱間圧延を行い熱延コイルとする。これを、必要に応じ熱延板の連続焼鈍、酸洗ラインにより、800〜1100℃の範囲で焼鈍、酸洗を行う。この熱延板あるいは熱延焼鈍板は、そのまま製品とすることができる。また、冷間圧延用の素材として用い、冷間圧延−仕上げ焼鈍を施した冷延焼鈍板を製品とすることも可能である。
【００４７】
冷延板の仕上げ焼鈍においては、普通鋼と兼用の冷延板の高速連続焼鈍ラインを用い、効率的に焼鈍と酸洗を行うことが望ましい。
以下に本発明に従うフェライト系ステンレス鋼板の製造方法を具体的に説明する。
【００４８】
まず、フェライト系ステンレス鋼の製鋼工程であるが、１次および２次精錬工程からなっており、この工程中でフェロジルコニウムを投入することが本発明の特徴である。
最初に、転炉または電気炉等で１次精錬することにより、所定の合金成分を添加した溶鋼を作製する。
ついで、真空脱ガス（ＲＨ）法、ＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburization）法、ＡＯＤ（Argon Oxygen Decarburization）法等で、２次精錬を施す。本発明においてＺｒの添加は、上述した製鋼段階すなわち、１次精錬工程および２次精錬工程のいずれでもよいが、Ｚｒの酸化を抑制する観点から、２次精錬時に投入することが最も好ましい。
【００４９】
次に、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法によって鋼スラブ（鋼素材）とする。鋳造法は、生産性および品質の観点から連続鋳造とするのが望ましい。また、スラブの厚みは、後述する熱間粗圧延での圧下率を確保するために、100mm以上とするのが好ましい。より好ましくは200mm以上である。
【００５０】
上記の鋼スラブを1100〜1300℃の範囲に加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板とする。このスラブ加熱温度は、熱延板の肌荒れ防止や冷延焼鈍後のリジング特性向上のためには、高いほうが好ましいが、1300℃を超えるとスラブ垂れが著しくなり、かつ結晶粒が粗大化して熱延板の靭性が低下する。一方、1100℃未満の加熱温度では、熱間圧延での負荷が大きくなり、熱延での肌荒れが著しくなるうえ、熱延中の再結晶が不十分となり、冷延焼鈍後のリジング特性が低下する。  
【００５１】
本発明において、熱間粗圧延の工程は、1000℃超の温度域で、圧下率が30％以上である圧延を、少なくとも１回行うことが好ましい。この強圧下圧延により、鋼板の結晶組織が微細化され、リジング特性が向上する。
【００５２】
一般に、20％を超えるＣｒを含有する鋼の製造では、いわゆるシグマ脆性や475℃脆性が懸念される。
シグマ脆性は、600〜800℃に加熱された際に、σ相が析出することが原因といわれており、Ｃｒの含有率が高いほど起こりやすい。また、475℃脆性は、475℃付近に加熱された際に、低Ｃｒフェライト相とＣｒ側固溶体（α´相）の２相に分離することが原因といわれている。
このため、20％を超えるＣｒを含有させつつ、熱延板の靭性を改善するためには、これらの温度域での保持時間を短くすることが有効であるため、熱延での巻取り温度を450℃以下にするなどの方法が取られている。
【００５３】
しかしながら、本発明によるフェライト系ステンレス鋼では、Ｚｒを添加することにより、熱延板の靭性が改善されているため、上述したいわゆるシグマ脆性や475℃脆性の懸念はほとんどないので、特に巻取り温度は制限されない。ただし、より高い熱延板の靭性が要求される場合には、巻取り温度を550℃以下、好ましくは450℃以下とすることが望ましい。
【００５４】
熱延板厚は、４mm以上とする。一般に、熱延板の靭性は、板厚が厚くなるほど組織が粗大化し低下する。しかし、本発明に従うフェライト系ステンレス鋼の熱延板は、４mm以上の熱延板や熱延焼鈍板においても、０℃で50J/cm2以上の良好な靭性（シャルピー衝撃特性）を有するため、構造材として利用ができる。これは、付加的な長所ではあるが、厚い板厚の熱延板が製造可能となるため、熱延時に発生する肌荒れの発生も抑えられる効果があり、良好な表面の鋼板となる。
【００５５】
本発明に従う板厚4.0mm以上の熱延板は、そのままで、あるいは焼鈍することなしに酸洗してから、構造材として利用することができる。さらに熱延板に対し、800〜1100℃の範囲で熱延板を連続焼鈍してから酸洗を施すこともできる。この時、熱延板の焼鈍温度は、800℃未満では、十分な加工性が望めず、一方、1100℃を超えると結晶粒の粗大化が著しくなり靭性が低下する。このため、熱延板焼鈍の温度は、800〜1100℃とするのが好ましい。
【００５６】
上述した熱延板あるいは熱延焼鈍板を、冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程を順次経て、板厚：4.0mm以下の冷延板とすることもできる。ここで、冷延板の板厚を4.0mm以下としたのは、冷間圧延での圧下率があまり小さくなると、冷延焼鈍後の伸びやｒ値が低下し、構造材として十分な特性が得られないという理由による。また、冷延板の板厚の下限は、冷延機の負荷増大による経済性の低下を考慮するという観点から、0.03mm程度とするのが好ましい。冷間圧延時の圧下率については、特に制限はないが、靭性、加工性等の機械的特性を確保するためには、25％以上とすることが好ましい。より好ましくは50％以上である。また、冷間圧延は、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延としても良い。冷間圧延、仕上げ焼鈍、酸洗の各工程は、繰返し行っても良い。さらに、普通鋼と兼用の冷延板の高速連続焼鈍ラインで効率的な冷延焼鈍と酸洗を行う方法が推奨される。本発明によるフェライト系ステンレス鋼は、Ｎｂを添加する場合でも0.1％以下しか含まないため、いわゆる再結晶温度が900℃程度の低温であるため、普通鋼と兼用の焼鈍ラインでの製造が可能である。
【００５７】
なお、一般的なステンレス鋼の冷延板焼鈍、酸洗ラインで冷延板焼鈍、酸洗を行っても良いのは言うまでもない。
また、必要に応じて、光輝焼鈍ラインで光輝焼鈍を行っても良い。さらに、各種研磨等により、所定の表面状態に仕上げることも可能である。
さらに、Ｚｒを添加した本発明鋼は、ＺｒＮの効果により、溶接部近傍での結晶粒粗大化がＺｒＮにより有効に抑えられるため、溶接が必要となる構造材用途に対しても有利に用いることができる。
【実施例１】
【００５８】
転炉−ＶＯＤ精錬により、表１に示す成分組成になるフェライト系ステンレス鋼を溶製した後、連続鋳造法により200mm厚のスラブとした。なお、本実施例でＺｒの投入は、フェロジルコニウムをＶＯＤ実施中に鉄容器に密封した状態で投入した。
ついで、スラブの表面を専用のグラインダーを用いて削った後、1200℃の温度に加熱し、ついで、熱間圧延により板厚5.0mmの熱延板コイルとした。熱延後の巻取り温度は、550℃とした。なお、No.４鋼以外については、さらに1000℃、１分の熱延焼鈍を施した。
【００５９】
これらの鋼板を対象に、０℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。結果を表１に併記する。なお、本試験の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値を、衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギー(vE0)に換算した値である。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
本発明の成分範囲であるNo.１〜４は、熱延板の靭性が格段に向上することが分かる。  一方、本発明を外れる、No.５および６は、靭性の向上の効果が見られないことが分かる。
【実施例２】
【００６２】
表１のNo.４に示す熱間圧延後の熱延板およびNo.１に示す熱延板焼鈍を施した熱延板それぞれに、さらに脱スケールの後、板厚：3.5mmまで冷延し、さらに900℃、１分の条件で、仕上げ焼鈍および酸洗を施し冷延焼鈍板を製造し、実施例１と同様のシャルピー衝撃試験を実施し評価した。
【００６３】
試験の結果、No.４は、140J/cm2であり、No.１は、150J/cm2であった。この結果より、格段に向上した熱延板の靭性が保持され、靭性の高い冷延板となっていることが分かる。また、Ｔｉを低減した本発明鋼では、Ｔｉ系介在物が原因となる圧延方向に伸びた線状の表面欠陥の発生がなく、良好な表面性状であった。
【産業上の利用可能性】
【００６４】
本発明によれば、トラックの荷台やバンパといった部品、グレーチングや各種床材、金具といった土木、建築用途等の様々な用途に好適なフェライト系ステンレス鋼板を提供できる。
【図１】
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【図２】
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