(57)【要約】【課題】耐食性に優れ、さらに耐リジング性に優れる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。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｃｒ：１０．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％およびＮ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に２０%の引張歪みを付与した鋼板の表面のリジング高さが１．５μｍ以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０４０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３００％、
Ｃｒ：１０．５〜１４．５％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
およびＮ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
圧延方向に２０%の引張歪みを付与した鋼板の表面のリジング高さが１．５μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．８０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
およびＷ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｙ：０．０１〜０．２０％
およびＲＥＭ（希土類金属）：０．００１〜０．１００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００１〜０．５００％
およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４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であって、
鋼スラブを１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に加熱した後、全ての熱間圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻き取る熱間圧延を実施し、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板とする熱間圧延工程と、
前記熱延板を冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、
前記冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍工程と、を有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、耐食性に優れ、さらに耐リジング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、耐発銹性に優れた材料であることから、建築材料、輸送機器、家庭用電化製品等の様々な用途に使用されている。特に、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、希少な元素であるＣｒやＮｉの含有量が少ないことから、フェライト系ステンレス鋼板は、価格が重視される一般家庭用品への適用が進んでいる。さらに、オーステナイト系ステンレス鋼と異なり磁性を有することから、ＩＨ（誘導加熱）方式に対応できる調理器具への適用が増えている。
【０００３】
鍋などに代表される調理器具は、その多くがプレス加工によって成形される。しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板には、プレス成形時にしばしば表面に美観を損ねる表面凹凸（リジング）が発生するという問題がある。表面外観が商品価値を大きく左右する調理器具においては、リジングが発生した場合には、成形の後に凹凸を除去する研磨工程が必要となる。すなわち、成形時に大きなリジングが発生すると、製造コストが増加するという課題がある。
【０００４】
近年、家庭用調理器具には、さらなる低価格化のために、素材コストや製造コストの低廉化が求められている。すなわち、素材コストの低廉化のために、従来主流であった１６〜１８ｍａｓｓ％のＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼よりも、さらにＣｒ含有量が低い、低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼が求められている。また、製造コストの増加を招くリジングの研磨工程がさらに軽減可能な、すなわち従来よりもさらに耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が求められている。
【０００５】
上記の課題に対して、例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｃｒ：１１〜３０％、Ｎｉ：０．７％以下を含み、かつ０．０６≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１２、１≦Ｎ／Ｃおよび１．５×１０−３≦（Ｖ×Ｎ）≦１．５×１０−２（Ｃ、Ｎ、Ｖはそれぞれ各元素の質量％を表す）を満たすことを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
【０００６】
また、特許文献２では、０．１５％以下のＣ、１３〜２５％のＣｒを含有するフェライト系ステンレス鋼板であって、この鋼の熱延板をオーステナイトおよびフェライト相が共存する９３０〜９９０℃の範囲で１０分以内の焼鈍を行うことにより、組織をマルテンサイト相とフェライト相の二相組織とし、次いで、冷間圧延を行い、冷延板を７５０〜８６０℃の範囲で焼鈍することを特徴とする耐リジング性と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が開示されている。
【０００７】
また、特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３５％、Ｓｉ：０．２５〜０．４０未満％、Ｍｎ:０．０５〜０．３５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ:１５．５〜１８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｎ：０．０１〜０．０６％を含有し、ＳｉおよびＭｎが２９．５×Ｓｉ−５０×Ｍｎ＋６≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼が開示されている。
【０００８】
また、特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０２〜０．３０％、Ｍｎ：０．４５〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：１６．０〜１８．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成と、組織全体に占めるフェライト相の面積率が８０〜９７％で、かつフェライト相の平均粒径が５〜２０μmであるミクロ組織と、を有することを特徴とするステンレス冷延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３５８４８８１号公報
【特許文献２】特公昭４７−１８７８号公報
【特許文献３】特許第５９０４３１０号公報
【特許文献４】特開２０１０−９５７４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明者らは、特許文献１〜３に記載された手法で、Ｃｒ含有量が１０．０〜１５．５％の範囲内にて、複数の鋼板を作製し、後述する方法にて、耐リジング性を評価した。その結果、いずれの鋼板においても、後述する所定の耐リジング性は得られなかった。
【００１１】
また、本発明者らは、特許文献４に記載された手法をもとに、Ｃｒ含有量のみを１０．０〜１５．５％の範囲内に変更したフェライト系ステンレス鋼板を作製し、後述する方法にて、耐リジング性を評価した。しかしながら、いずれの鋼においても、後述する所定の耐リジング性は得られなかった。
【００１２】
上記の通り、特許文献１〜４に記載の発明では、耐リジング性が十分であるとはいえず、耐リジング性をさらに改善することが必要である。
【００１３】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、耐食性に優れ、さらに耐リジング性に優れる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を目的とする。特に、従来耐リジング性の低減手法が十分には検討されていない低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼に関して、上記の鋼板および製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】
なお、「優れた耐食性」とは、次に述べる測定方法で測定した銹面積率が４０％以下であることを意味する。より好ましくは３０％以下である。
【００１５】
ＪＡＳＯ  Ｍ６０９−９１に準拠して腐食試験を実施する。試験片は、エメリー研磨紙で６００番まで研磨し、中性洗剤を用いて洗浄後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行う。その後、１サイクルを塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ水溶液、３５℃)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度40％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、３サイクルの腐食試験を実施する。試験後、腐食面を外観撮影し、鋼板中心の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、得られた写真から画像解析にて銹面積率を算出する。
【００１６】
なお、「優れた耐リジング性」とは、次に述べる測定方法で測定したリジング高さが１．５μｍ以下であることを意味する。
【００１７】
まず発明者らは、従来と比較してさらなる耐リジング性が求められる家庭用調理器具を想定して、次に示す耐リジング性の評価手法の検討を行った。本発明を含む各種のフェライト系ステンレス鋼板およびオーステナイト系ステンレス鋼板を、直径１４ｃｍ、高さ６ｃｍの鍋形状に深絞り成型し、その後フェライト系ステンレス鋼については鍋の側面に発生したリジングを研磨により除去する検証を行った。さらに、別途、鋼板を引張試験に供し、発現するリジングの形状と上記検証にて認められたリジングの形状とを比較して、耐リジング性の評価手法についての総合的な検討を行った。その結果、以下に示す手法においてリジング高さが１．５μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板であれば、リジングを除去するための研磨工程に要する時間を軽減でき、製品の製造コストを削減できることを確認した。
【００１８】
リジング高さを測定するために、まず、圧延方向に平行にＪＩＳ  ５号引張試験片を採取する。次いで、採取した試験片の表面を＃１０００のエメリーペーパーを用いて湿式研磨した後、２０％の引張歪みを付与する。次いで、試験片の平行部の研磨面で、圧延方向に直角の方向に、レーザー変位計で表面形状を測定する。測定長は１ラインあたり１６ｍｍであり、０．０５ｍｍ刻みで高さを測定する。このため、１ライン当たりの高さデータ数は、始点終点を含めて３２１点となる。また、各ラインの間隔を１ｍｍとして、合計５１ライン測定する。得られた各ラインの形状データは、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍとしたＨａｎｎｉｎｇ窓関数型のＦＩＲ（Ｆｉｎｉｔｅ  Ｉｍｐｕｌｓｅ  Ｒｅｓｐｏｎｓｅ）バンドパスフィルターを用いて、それぞれ平滑化およびうねり除去処理を行う。その後、処理を行った各ラインの形状データをもとに、各ラインの両端それぞれ２ｍｍ分のデータ、すなわち計８０点のデータを排除する。その後、まず、各ラインの算術平均うねりＷａを求め、次に、各ラインにて得られたＷａを全５１ラインについて平均し、リジング高さとする。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
発明者らは，上記の課題に対し，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を得るべく総合的な検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
【００２０】
特定の成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を、特定の方法で製造すれば、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得られる。まず、素材として、高温にてオーステナイト相分率を８０％以上とすることが可能である成分組成を有するステンレス鋼を用いる。この成分組成を有する鋼スラブを１０００℃以上かつ「オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度」に加熱した後、全ての熱間圧延を「オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲」にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻き取る熱間圧延を実施する。また、この熱間圧延により、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板を得る。その後、その熱延板の冷間圧延を実施し冷延板とする。その後、その冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍を行って冷延焼鈍板とする。
【００２１】
その機構は以下によると考えられる。フェライト系ステンレス鋼板を加工すると生じるリジングは、コロニー（類似した結晶方位を有する結晶粒群）に起因する。
【００２２】
このコロニーの一部は、熱間圧延用素材となる鋼スラブ中に存在するフェライト粒が、熱間圧延工程にて形成する集合組織に起因する。この圧延されたフェライト粒は、例え熱延途中にオーステナイト相に変態したとしても、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなる。
【００２３】
また、このコロニーの一部は、冷間圧延用素材中に含まれるフェライト粒が、冷間圧延および冷延板焼鈍工程にて形成する集合組織に起因する。
【００２４】
上述したコロニー生成機構のうち、前者は、熱間圧延工程において８０％以上のオーステナイト相が含まれる状態にて圧延を行うことによって、熱間圧延を受けるフェライト粒が十分に少なくなって、抑制できる。また、後者は、冷間圧延工程において８０％以上のマルテンサイト相が含まれる状態にて圧延を行うことによって、冷間圧延を受けるフェライト粒が十分に少なくなって、抑制できる。これらの両手法を組み合わせて実施することで、フェライト系ステンレス鋼板のリジングを十分に抑制することが可能となる。
【００２５】
本発明は，上記の知見に立脚するものであり，その要旨構成は次のとおりである。
【００２６】
［１］質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３００％、Ｃｒ：１０．５〜１４．５％、Ｎｉ：０．０１〜１．００％およびＮ：０．００１〜０．１００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、圧延方向に２０%の引張歪みを付与した鋼板の表面のリジング高さが１．５μｍ以下であるフェライト系ステンレス鋼板。
【００２７】
［２］さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．８０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％およびＷ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【００２８】
［３］さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｙ：０．０１〜０．２０％およびＲＥＭ（希土類金属）：０．００１〜０．１００％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【００２９】
［４］さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００１〜０．５００％およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【００３０】
［５］［１］〜［４］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であって、鋼スラブを１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に加熱した後、全ての熱間圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻き取る熱間圧延を実施し、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍工程と、を有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】
【００３１】
本発明によれば、耐食性に優れ、さらに耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００３３】
まず、本発明で成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼板の成分を示す％については、特に断らない限り質量％を意味する。
【００３４】
Ｃ：０．００１〜０．０４０％
Ｃは、熱延時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。これらの効果はＣ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃ含有量が０．０４０％を超えると，Ｃｒ炭化物の析出および粗大化が促進され、このＣｒ炭化物が発銹の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．００１〜０．０４０％とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０３５％である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０３０％である。
【００３５】
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ｓｉ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。さらに、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．２５％である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０７％〜０．２０％である。
【００３６】
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎには、脱酸作用がある。さらに、Ｍｎは、熱延時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。これらの効果は、Ｍｎ含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％を超えるとＭｎＳの析出および粗大化が促進され、このＭｎＳが発銹の起点となって耐食性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．００％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．９５％である。さらに好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０〜０．９０％である。
【００３７】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは耐食性を低下させる元素である。また、Ｐは結晶粒界に偏析することで熱間加工性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は可能な限り低いほうが望ましく、０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。
【００３８】
Ｓ：０．０３０％以下
ＳはＭｎと析出物ＭｎＳを形成する。このＭｎＳは食孔の起点となり、耐食性の低下を招く。よって、Ｓ含有量は低いほうが望ましく、０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。さらに好ましくは、Ｓ含有量は０．００８％以下である。
【００３９】
Ａｌ：０．００１〜０．３００％
Ａｌは、脱酸剤として有用な元素である。この効果は、Ａｌ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ａｌ含有量が０．３００％を超えると鋼が硬質化して成形性が低下する。さらに、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．００１〜０．３００％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００２〜０．２００％である。さらに好ましくは、Ａｌ含有量は０．００２〜０．００８％である。
【００４０】
Ｃｒ：１０．５〜１４．５％
Ｃｒは、表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Ｃｒ含有量が１０．５％未満では十分な耐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１４．５％を超えると、熱延時に鋼中にオーステナイト相が十分に生成せず、耐リジング性が低下する。よって、Ｃｒ含有量は１０．５〜１４．５％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１１．５〜１４．０％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃｒ含有量は１２．０〜１３．５％である。
【００４１】
Ｎｉ：０．０１〜１．００％
Ｎｉは、熱延時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。さらに、Ｎｉは、鋼が腐食する時にその腐食速度を低減して耐食性を高める元素である。これらの効果は、Ｎｉ含有量が０．０１％以上で得られる。一方、１．００％を超えると、冷延板焼鈍工程にて、鋼中に多量のオーステナイト相が生成することとなる。このオーステナイト相が焼鈍後の冷却過程にてマルテンサイト相に変態すると、冷延焼鈍板の成形性が低下する。さらに、素材コストが高くなる。従って、Ｎｉ含有量は０．０１〜１．００％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．００％である。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１０〜０．５０％である。
【００４２】
Ｎ：０．００１〜０．１００％
Ｎは、熱延時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。この効果はＮ含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎ含有量が０．１００％を超えると、Ｃｒ窒化物の析出および粗大化が促進され、このＣｒ窒化物が発銹の起点となって耐食性が低下する。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．１００％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５〜０．０８０％とする。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。
【００４３】
本発明では上述した基本成分の他にも、以下に述べる元素を任意成分として適宜含有させることができる。なお、以下の任意成分を下記の下限値未満で含む場合、本発明の効果を害さないため、下限値未満で含まれる任意成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
【００４４】
さらに、質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．８０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％およびＷ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を任意成分として含有することができる。
【００４５】
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％
Ｃｏは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｏを含有すると、加工性が低下する。そのため、Ｃｏを含有する場合は、Ｃｏ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０１〜０．３０％である。さらに好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０１〜０．１０％である。
【００４６】
Ｃｕ：０．０１〜０．８０％
Ｃｕは不働態皮膜を強化し、耐食性を向上させる元素である。さらに、熱延時のオーステナイト相の生成を促進し、耐リジング性を向上させる元素である。一方、過剰にＣｕを含有すると、加工性が低下するとともに、ε−Ｃｕが析出しやすくなり、耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．０１〜０．８０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１５〜０．６０％である。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は０．４０〜０．４５％である。
【００４７】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏには、ステンレス鋼の耐隙間腐食性を向上させる効果がある。一方、過剰にＭｏを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成が抑制され、耐リジング性が低下する。そのため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．２５％である。
【００４８】
Ｗ：０．０１〜０．５０％
Ｗは、ステンレス鋼の耐隙間腐食性の向上させる元素である。一方、過剰にＷを含有すると、加工性が低下する。そのため、Ｗを含有する場合は、Ｗ含有量を０．０１〜０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ含有量は０．０３〜０．３０％である。さらに好ましくは、Ｗ含有量は０．０５〜０．１０％である。
【００４９】
さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｙ：０．０１〜０．２０％およびＲＥＭ（希土類金属）：０．００１〜０．１００％のうちから選んだ１種または２種以上を任意成分として含有することができる。
【００５０】
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＴｉを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。そのため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．０８％である。
【００５１】
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＶを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。そのため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０２〜０．０８％である。
【００５２】
Ｚｒ：０．０１〜０．１０％
Ｚｒは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＺｒを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。そのため、Ｚｒを含有する場合は、Ｚｒ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０２〜０．０８％である。
【００５３】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ＣおよびＮとの親和力の高い元素であり、熱間圧延時に炭化物あるいは窒化物として析出し、母相中の固溶Ｃおよび固溶Ｎを低減させ、冷延板焼鈍後の加工性を向上させる効果がある。一方、過剰にＮｂを含有すると、熱延時のオーステナイト相の生成を抑制し、耐リジング性が低下する。そのため、Ｎｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．０８％である。
【００５４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素である。一方、過剰にＢを含有すると熱間加工性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合は、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００３０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００２０％である。
【００５５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌとともにＭｇ酸化物を形成し脱酸剤として作用する。一方、過剰にＭｇを含有すると鋼の靱性が低下して生産性が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量を０．０００５〜０．０１００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．００５０％である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００１０〜０．００３０％である。
【００５６】
Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素である。一方、過剰にＣａを含有すると鋼の靱性が低下して生産性が低下し、さらに、ＣａＳの析出により耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ含有量を０．０００３〜０．００３０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１０〜０．００２０％である。
【００５７】
Ｙ：０．０１〜０．２０％
Ｙは、溶鋼の粘度減少を減少させ、清浄度を向上させる元素である。一方、過剰にＹを含有するとその効果は飽和し、さらに、加工性が低下する。そのため、Ｙを含有する場合は、Ｙ含有量を０．０１〜０．２０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｙ含有量は０．０１〜０．１０％である。
【００５８】
ＲＥＭ（希土類金属）：０．００１〜０．１００％
ＲＥＭ（希土類金属：Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄなどの原子番号５７〜７１の元素）は、耐高温酸化性を向上させる元素である。一方、過剰にＲＥＭを含有するとその効果は飽和し、さらに、熱間圧延の際に表面欠陥が生じ、生産性が低下する。そのため、ＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量を０．００１〜０．１００％とすることが好ましい。より好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００５〜０．０５０％である。
【００５９】
さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００１〜０．５００％およびＳｂ：０．００１〜０．５００％のうちから選んだ１種または２種を任意成分として含有することができる。
【００６０】
Ｓｎ：０．００１〜０．５００％
Ｓｎは、圧延時における変形帯生成の促進による耐リジング性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｎを含有するとその効果は飽和し、さらに成形性が低下する。そのため、Ｓｎを含有する場合は、Ｓｎ含有量を０．００１〜０．５００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｎ含有量は０．００３〜０．２００％である。
【００６１】
Ｓｂ：０．００１〜０．５００％
Ｓｂは、圧延時における変形帯生成の促進による耐リジング性の向上に効果的である。一方、過剰にＳｂを含有するとその効果は飽和し、さらに成形性が低下する。そのため、Ｓｂを含有する場合は、Ｓｂ含有量を０．００１〜０．５００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量は０．００３〜０．２００％である。
【００６２】
次に本発明のフェライト系ステンレス鋼板の好適な製造方法について説明する。
【００６３】
上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（鋼スラブ）とする。鋼スラブはその後、次に示す条件で熱間圧延を行う。まず、１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に鋼スラブを加熱する。その後熱間圧延を開始し、鋼板の温度が、オーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度まで低下しないうちに、最終の圧延である仕上圧延を終える。すなわち、全ての圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行う。仕上圧延の後は、鋼板を６００℃以下まで冷却した後に、鋼板を巻き取る。
【００６４】
スラブ加熱温度：１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度
鋼スラブの加熱温度が１０００℃未満であると、熱間圧延によって鋼板表面に肌荒れが生じ、製造性が低下する。また、鋼スラブの加熱温度がオーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度であると、熱間圧延中に多くのフェライト粒を圧延することになる。このようにして圧延されたフェライト粒は、例え熱延途中にオーステナイト相に変態し、熱延板の冷却に伴ってマルテンサイト相へ変態したとしても、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなり、耐リジング性を低下させる。そのため、スラブ加熱温度は１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とする。加熱時間は１０分以上から２４時間以下が好ましい。
【００６５】
熱間圧延温度：オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度
熱間圧延温度がオーステナイト相の面積率が８０％未満である組織を有する温度であると、熱間圧延中に多くのフェライト粒を圧延することになる。そのため、熱間圧延温度はオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とする。具体的には、上述のようにスラブ加熱温度を設定するとともに、仕上圧延直後の鋼板の温度、すなわち仕上圧延終了温度を、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に設定すればよい。
【００６６】
巻取温度：６００℃以下
上述した条件でのスラブ加熱および圧延の後、鋼板を６００℃以下まで冷却してから巻き取れば、仕上圧延後の鋼板に含まれるオーステナイト相は、本発明の成分系においては、そのほぼ全てがマルテンサイト相に変態する。これにより、熱延板の組織には、面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれることとなり、後述する冷間圧延用の素材として好適な熱延板とすることができる。しかしながら、鋼板を６００℃以下まで冷却せずに巻き取ると、巻き取り後の冷却中に、鋼板に含まれるオーステナイト相の一部がフェライト相へと変態することとなり、後述する冷間圧延用の素材としては適切でない熱延板となる。
【００６７】
なお、鋼素材の各温度におけるオーステナイト相面積率が既知でない場合は以下の方法で決定することができる。
【００６８】
まず、鋼スラブから鋼片を採取し、７００〜１３００℃の範囲において、各温度で鋼片を１時間保持し、その後水冷する。この時、高温状態においては、本発明の成分系においては鋼の組織中にはフェライト相とオーステナイト相の片方あるいは双方が含まれる。高温状態から水冷すると、本発明の成分系においては、フェライト相はフェライト相のまま冷却されるが、オーステナイト相は冷却中にマルテンサイト相へと変態する。すなわち、冷却後の鋼片の組織に含まれるマルテンサイト相の面積率が高温状態での各温度におけるオーステナイト相の面積率であり、冷却後の鋼片の組織に含まれるフェライト相の面積率が高温状態での各温度におけるフェライト相の面積率となる。冷却後の鋼片の組織に含まれる各相の面積率は、以下の手法にて求める。
【００６９】
水冷して得られた高温状態にて保持済みの鋼片を切出し、断面観察を行う。観察を行うためには、組織観察用試験片を採取し、断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ３Ｆｅ（ＣＮ）６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影する。なお、光学顕微鏡観察により得られる組織写真にて、フェライト相とマルテンサイト相を明確に判断できるよう、腐食は十分に行う。得られた組織写真を、画像解析によって二値化してマルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、フェライト相の面積率を測定する。ここで、二値化の際の閾値は、組織写真と二値化した画像とを比較し、両者が対応する適切な値を設定する。なお、組織写真にシェーディング（明暗むら）が存在する場合には、二値化前にシェーディング補正処理を実施することが好ましい。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をフェライト相の面積率とする。なお、介在物は無視して算出する。１００％からフェライト相の面積率を差し引いた値を、各温度におけるオーステナイト相面積率とする。
【００７０】
例えば、鋼素材を８４０℃にて１時間保持し、水冷した組織に含まれるマルテンサイト相およびフェライト相の面積率がそれぞれ７２％および２８％であった場合、その鋼素材において、８４０℃は、オーステナイト相の面積率が７２％である組織を有する温度であり、かつフェライト相の面積率が２８％である組織を有する温度である。
【００７１】
また、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度とは、上記の方法で各温度におけるオーステナイト相の面積率を決定した結果、その面積率が８０％以上である範囲内の温度である。例えば、鋼素材を各温度にて１時間保持し、水冷した組織に含まれるマルテンサイト相の面積率を測定した時に、８６０℃以上１０４０℃以下ではその面積率が８０％以上であり、それ以外の温度ではその面積率が８０％未満であった場合、オーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度は、８６０℃以上１０４０℃以下の範囲内の温度である。
【００７２】
オーステナイト相の面積率が８０％以上である温度範囲が狭いかあるいは無く、上述した条件にて熱間圧延を行うことができないような成分組成であった場合は、Ｃ、Ｍｎ、ＮｉおよびＮなどに代表されるオーステナイト相の安定度を上昇させる元素の含有量を高くしたり、Ｓｉ、ＡｌおよびＣｒに代表されるオーステナイト相の安定度を低下させる元素の含有量を低くしたりして、上記の条件にて熱間圧延を行うことができるような成分組成に調整することができる。
【００７３】
なお、熱間圧延工程のうち、スラブ加熱から仕上圧延までは、上述した組織観察方法によって求めた各温度におけるオーステナイト相面積率をもとに、上述した熱間圧延条件となるように条件を調整して実施すればよい。
【００７４】
こうして作製した熱延板には、面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれることとなる。この熱延板を酸洗して冷間圧延用素材とし、次に冷間圧延を行い、連続焼鈍ラインにて７２０℃以上８００℃以下の範囲で５秒間以上保持する冷延板焼鈍を行って、冷延焼鈍板を得る。冷延板焼鈍後には、酸洗ラインにて酸洗を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷延板にはスキンパス圧延や研磨を行ってもよい。特にスキンパス圧延は、形状矯正や降伏点伸び除去のため、０．３〜２．０％の伸び率で施すことが好ましい。なお、上述した各工程の一部または全ては、それぞれ繰り返し実施してもよい。
【００７５】
冷間圧延用素材の組織：マルテンサイト相の面積率が８０％以上
冷間圧延用素材に面積率で８０％以上のマルテンサイト相が含まれていないと、残部のフェライト相の面積率が高いこととなり、冷間圧延にて多量のフェライト粒を圧延することとなる。この圧延されたフェライト粒は、その後製造される冷延焼鈍板の組織にコロニーを形成することとなり、耐リジング性を低下させる。なお、冷間圧延用素材のマルテンサイト相の面積率は、冷間圧延用素材から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、上述した組織観察法を用いて求めればよい。
【００７６】
冷延板焼鈍：７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持
冷延板焼鈍温度が７２０℃未満であると、冷延板に含まれるマルテンサイト相がフェライト相に十分に変態せず、また、フェライト相が十分に再結晶せず、冷延焼鈍板に十分な成型性が得られない。また、冷延板焼鈍温度が８００℃を超えると、鋼中に多量のオーステナイト相が生成することとなり、このオーステナイト相が焼鈍後の冷却過程にてマルテンサイト相に変態し、冷延焼鈍板に十分な成形性が得られない。
【００７７】
冷延板焼鈍時間が５秒間未満であると、冷延板に含まれるマルテンサイト相がフェライト相に十分に変態せず、また、フェライト相が十分に再結晶せず、冷延焼鈍板に十分な成型性が得られない。
【００７８】
なお、本発明に定義するフェライト系ステンレス鋼板とは、上述した組織観察法を用いフェライト相の面積率が９０％以上と認められる鋼板であり、このような組織が冷延板焼鈍によって得られればよい。これは、冷延焼鈍板の組織に含まれるフェライト相の面積率が９０％未満であると、すなわち、冷延焼鈍板の組織に含まれるマルテンサイト相の面積率が１０％を超えると、鋼板が硬質化して、成形性が低下するためである。
【実施例１】
【００７９】
表１のＮｏ．１−１〜１−３に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有するフェライト系ステンレス鋼を１００ｋｇ鋼塊に溶製した。
【００８０】
その後、鋼スラブのボトム部から鋼片を１ｋｇ採取し、７００℃〜１３００℃の範囲において、２０℃刻みの各温度で鋼片を１時間保持し、その後水冷した。得られた焼鈍済みの鋼片を切出し、断面観察を行った。観察は、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ３Ｆｅ（ＣＮ）６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影することで実施した。得られた組織写真を、画像解析によって二値化して、マルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、マルテンサイト相の面積率を測定した。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をマルテンサイト相の面積率とした。なお、介在物は無視して算出した。得られたマルテンサイト相の面積率の値を、各温度におけるオーステナイト相面積率とした。この結果において、オーステナイト相面積率が８０％以上であった最高の温度および最低の温度を、それぞれγ相面積率８０％以上上限温度および下限温度とした。
【００８１】
鋼スラブのうち、鋼片を採取した残部を５分割し、表１に示す各スラブ加熱温度まで加熱して１時間保持した後、加熱炉から取り出してから１０秒後に熱間圧延を開始し、板厚４．０ｍｍの熱延板を得た。熱間圧延においては、最終パス直後の温度を測定し、各仕上圧延終了温度とした。なお、全ての熱間圧延は加熱温度と仕上圧延終了温度の間の温度にて行ったこととなる。仕上圧延の後、熱延板に水を吹き付け、熱延板を各巻取温度まで冷却した。その後、熱延板を各巻取温度に保持したＡｒ雰囲気を有する電気炉の中に１時間保持し、その後炉冷する処理（巻取処理）を施した。この処理により、実際の製造ラインにて熱延板を各巻取温度にて巻き取った際の熱延板の温度履歴を模擬した。それぞれの加熱温度、仕上圧延温度、巻取温度を表１に示す。
【００８２】
熱延板が室温まで降温した後、表裏両面の研削を行ってスケールを除去して、冷間圧延用素材とした。この冷間圧延用素材から組織観察用試験片を切り出し、上述した方法にて断面観察を行って、冷間圧延用素材の組織を調査した。マルテンサイト相の面積率が８０％以上であるものを「○」、８０％未満であるものを「▲」と評価した。
【００８３】
冷間圧延用素材は、その後、冷間圧延で板厚：１．０ｍｍの冷延板とした。得られた冷延板は、表１に示す各温度で各時間焼鈍し、冷延焼鈍板を得た。
【００８４】
その後、得られた冷延焼鈍板の断面観察を行った。観察は、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を鏡面研磨後、村上試薬（８質量％ＫＯＨ−８質量％［Ｋ３Ｆｅ（ＣＮ）６］水溶液）で腐食（エッチング）し、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で１０視野撮影することで実施した。得られた組織写真を、画像解析によって二値化して、マルテンサイト相と、フェライト相とを識別・分離し、フェライト相の面積率を測定した。測定結果を全１０視野で平均し、算出された値をフェライト相の面積率とした。なお、介在物は無視して算出した。その結果、得られた冷延焼鈍板のフェライト相の面積率は、いずれも９０％以上であることを確認した。
【００８５】
得られた冷延焼鈍板のうち、上記の組織観察用試験片を採取した残部は、通常の方法で酸洗し、０．８％のスキンパス圧延を施した。
【００８６】
以上の製造条件で得られた冷延焼鈍酸洗板を、以下に示す評価に供した。
【００８７】
＜耐食性＞
冷延焼鈍板酸洗板をせん断加工により長さ８０ｍｍ×幅６０ｍｍに切出した。切り出し後、エメリー研磨紙で６００番まで研磨し、中性洗剤を用いて洗浄した後、エタノール中にて５分の超音波脱脂を行った。得られた鋼板に対してＪＡＳＯ  Ｍ６０９−９１に準拠し腐食試験を実施し、耐食性を評価した。試験片は、端部と裏面をビニールテープで覆った後、長さ方向を縦にして、傾き：６０°で試験装置内へ設置した。１サイクルを塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ水溶液、３５℃)２ｈ→乾燥（６０℃、相対湿度４０％）４ｈ→湿潤（５０℃、相対湿度９５％以上）２ｈとし、３サイクル実施した。試験後、腐食面を外観撮影し、鋼板中心の３０ｍｍ×３０ｍｍの領域について、得られた写真から画像解析にて銹面積率を算出した。銹面積率が３０％以下であったものを「○」（合格：優れている）、３０％超〜４０％以下であったものを「□」（合格）、４０％よりも大きかったものを「▲」（不合格）と評価した。
【００８８】
＜耐リジング性＞
さらに、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定される５号試験片を、圧延方向が試験片の長手となるように採取し、その表面を＃１０００のエメリーペーパーを用いて湿式研磨した後、引張試験を同規格に準拠して行い、２０％の引張歪みを付与した。その後、その試験片の平行部中央の研磨面で圧延方向に直角の方向に、レーザー変位計を用いて表面形状を測定した。測定長は１ラインあたり１６ｍｍとし、０．０５ｍｍずつ位置をずらしながら高さを測定した。このため、１ライン当たりの高さデータ数は、始点終点を含めて３２１点となった。また、各ラインの間隔を１ｍｍとして、合計５１ライン測定した。得られた各ラインの形状データは、ハイカットフィルター波長０．８ｍｍ、ローカットフィルター波長８ｍｍとしたＨａｎｎｉｎｇ窓関数型のＦＩＲ（Ｆｉｎｉｔｅ  Ｉｍｐｕｌｓｅ  Ｒｅｓｐｏｎｓｅ）バンドパスフィルターを用いて、それぞれ平滑化およびうねり除去処理を行った。その後、処理を行った各ラインの形状データをもとに、各ラインの両端それぞれ２ｍｍ分のデータ、すなわち計８０点のデータを排除した。その後、まず、各ラインの算術平均うねりＷａを求め、次に、各ラインにて得られたＷａを全５１ラインについて平均し、リジング高さとした。リジング高さが１．５μｍ以下の場合を「○」（合格）、１．５μｍ超の場合を「▲」（不合格）とした。
【００８９】
得られた結果を表１に示す。鋼の成分組成が本発明の範囲内であり、かつ、スラブ加熱温度が１０００℃以上かつオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度に加熱した後、全ての圧延をオーステナイト相の面積率が８０％以上である組織を有する温度範囲にて行い、その後、６００℃以下の温度まで冷却してから巻取処理を行う熱間圧延を実施し、マルテンサイト相の面積率が８０％以上である組織を有する熱延板とし、さらに、その熱延板の冷間圧延を実施し冷延板として、さらに、その冷延板を７２０〜８００℃の温度範囲で５秒間以上保持する焼鈍を行って得たフェライト系ステンレス鋼、すなわち発明鋼は、いずれも耐食性の評価が「○」または「□」であり、かつ、耐リジング性の評価が「○」であり、耐食性に優れるとともに、耐リジング性に優れることが分かった。
【００９０】
製造方法Ｎｏ．１−１−３、１−２−３、および、１−３−３の比較例は、熱間圧延の仕上圧延温度が低く、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。
【００９１】
製造方法Ｎｏ．１−１−４、１−２−４、および、１−３−４の比較例は、熱間圧延のスラブ加熱温度が高く、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。
【００９２】
製造方法Ｎｏ．１−１−５、１−２−５、および、１−３−５の比較例は、巻取温度が高く、冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性に劣っていた。
【００９３】
また、Ｃｒ含有量が好ましい範囲のＮｏ．１−２、１−３は、Ｃｒ含有量が好ましい範囲外のＮｏ．１−１と比較して、優れた耐食性を有する。
【００９４】
【表１】
2019044215.tif 000002
【実施例２】
【００９５】
表２のＮｏ．２−１〜２−２１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を有する、フェライト系ステンレス鋼板である冷延焼鈍酸洗板を、表２に示した製造条件にて製造した。
【００９６】
それぞれのγ相面積率８０％以上上限温度および下限温度、および、熱間圧延のスラブ加熱温度、各仕上圧延終了温度、巻取温度の各製造条件、および、冷間圧延用素材の組織の各評価結果を表２に示す。
【００９７】
得られた冷延焼鈍酸洗板のフェライト相の面積率が、いずれも９０％以上であることを確認の上、実施例１に示した各試験に供し、耐食性、および耐リジング性を評価した。得られた結果を表２に示す。
【００９８】
【表２】
2019044215.tif 000003
【００９９】
発明鋼は、いずれも耐食性の評価が「○」であり、かつ、耐リジング性の評価が「○」であり、耐食性に優れるとともに、耐リジング性に優れることが分かった。
【０１００】
試験Ｎｏ．２−１７の比較例は、Ｃｒの含有量が本発明の成分範囲よりも低いため、耐食性が劣っていた。
【０１０１】
試験Ｎｏ．２−１８、２−１９の比較例は、それぞれＣとＮとの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、耐食性が劣っていた。
【０１０２】
試験Ｎｏ．２−２０、２−２１の比較例は、それぞれＳｉとＣｒとの含有量が本発明の成分範囲よりも高いため、熱延時に鋼中にオーステナイト相が十分に生成せず、熱間圧延および冷間圧延において多量のフェライト粒を圧延することとなったため、耐リジング性が劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れ、さらに耐リジング性に優れるので、家庭用調理器具をはじめとして、家電製品用部品、事務用品用部品、自動車内装用部品、自動車排気用配管、建材などの用途に対して好適に使用することができる。