(57)【要約】【課題】  鋼中に分散析出するＴｉＮや他の介在物・析出物の形態を制御することにより、等軸晶率を高め、耐リジング性を改善するとともに、プレス成形性と耐二次加工脆性をも向上させたフェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】  Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｎｂ，Ｂ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａの含有量を規定し、かつＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０．０００７〜０．００４の範囲に調整したフェライト系ステンレス鋼板であって、製鋼段階における精錬容器としてＭｇＯ含有率が４０質量％以上の耐火物を溶鋼接触面の５０％以上に用いたものを使用するとともに、冷間圧延工程の仕上げ圧延前に８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の焼鈍を行うことによって、下記（ａ），（ｂ），（ｃ）で示す層が内層から（ａ），（ｂ），（ｃ）の順で積層された三層構造のＴｉＮ系介在物を、鋼板断面において１０個／ｍｍ2以上の頻度で存在させた鋼板。  （ａ）層：質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物及び硫化物からなる介在物  （ｂ）層：ＴｉＮ  （ｃ）層：Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ），ＴｉＣ，ＴｉＳ【選択図】      図２
2005272865.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５質量％以下，Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％，Ｍｎ：２．０質量％以下，Ｓ：０．０００１〜０．００７質量％，Ｃｒ：９．０〜４０．０質量％，Ｎｂ：０．０５〜０．８質量％，Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％，Ａｌ：０．０５質量％以下，Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％，Ｃａ：０．００１質量％以下を含み、かつＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０．０００７〜０．００４の関係を満たすように調整され、残部が実質的にＦｅからなる組成を有するとともに、下記（ａ），（ｂ），（ｃ）で示す層が内層から（ａ），（ｂ），（ｃ）の順で積層された三層構造のＴｉＮ系介在物が、鋼板断面において１０個／ｍｍ2以上の頻度で存在することを特徴とする耐リジング性，成形性及び耐二次加工脆性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（ａ）層：質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物及び硫化物からなる介在物
（ｂ）層：ＴｉＮ
（ｃ）層：Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ），ＴｉＣ，ＴｉＳ
【請求項２】
鋼成分として、さらにＺｒ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，REM：０．１質量％以下，Ｍｏ：２．０質量％以下，Ｃｕ：２．０質量％以下の１種又は２種以上を含むものである請求項１に記載の耐リジング性，成形性及び耐二次加工脆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に記載の組成を有する鋼の製鋼段階において、精錬容器としてＭｇＯ含有率が４０質量％以上の耐火物を溶鋼接触面の５０％以上に用いたものを使用し、冷間圧延工程において、仕上げ圧延前に８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の焼鈍を行うことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐リジング性，成形性及び耐二次加工脆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、プレス成形性及び加工後のリジングの発生がない美麗な表面を維持し、さらには、耐二次加工脆性に優れるフェライト系ステンレス鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼は、加工性及び耐食性が良好で、比較的安価であることから、厨房機器，電気製品，自動車用材料等として広範な分野で使用されている。しかしながら、昨今、フェライト系ステンレス鋼板をプレス成形する際には、より厳しい加工が行われる場合が多くなっており、高度なプレス成形性が要求されるようになっている。
また、フェライト系ステンレス鋼の連鋳片を圧延して製造した鋼板に、深絞りや曲げ等の冷間加工を施すと、リジングと称される縞状の起伏が圧延方向に沿って発生し、製品外観が著しく損なわれることがある。このため、美麗な外観が要求される成形品については、リジングの発生が目立ちにくいことが要求される。
【０００３】
さらに、フェライト系ステンレス鋼板に高度な深絞り等のプレス加工を施して成形した成形品は、例えば落下等の衝撃的な荷重が加わったとき、あるいはさらに穴拡げや張出し加工等の二次加工を施そうとしたときに、脆性的に割れやすいと言った問題点を有している。このためフェライト系ステンレス鋼板には、耐二次加工脆性に優れることも要求されている。
このように、フェライト系ステンレス鋼板には、プレス成形の際に高度な加工が可能な優れたプレス成形性、加工後の成形品にリジングの発生が目立たないこと、及び加工後の成形品において耐二次加工脆性に優れることが切望されている。
【０００４】
ところで、フェライト系ステンレス鋼板をプレス成形したときに発生しやすいリジングは、連続鋳造時に生成した粗大な柱状晶組織が熱延工程，冷延工程で十分に破壊されず、似かよった結晶方位を有する複数の結晶粒の集まりであるコロニーを形成することに原因があると考えられている。
熱延工程後にリジングの発生を抑制する方法は、冷延及び焼鈍を複数回繰り返して再結晶を促進させることによりコロニーを分断化する方法が有効とされている。しかし、冷延及び焼鈍の繰返しによりコロニーを分断化する方法は、リジング発生の抑制には有効であるものの、複数回の冷延及び焼鈍を必要とするため工程に負荷がかかり、製造コストを上昇させることになる。そのため、安価なフェライト系鋼種を大量生産しようとする場合には望ましくない。また、冷延及び焼鈍の繰り返しによってもコロニーの影響を完全に解消することは容易ではない。
【０００５】
このため、連続鋳造法で鋳片を製造する際に、鋳片に粗大な柱状晶組織が発達しないように、等軸晶率を増大させる溶解・鋳造法が開発されている。例えば、溶鋼温度を比較的低温に維持して鋳造する方法、溶鋼を電磁攪拌しながら鋳造する方法等である。
しかし、低温鋳造法は、溶鋼の凝固温度近くまで鋳込み温度を下げて鋳造することを要し、操業中にノズル詰り等のトラブルが発生し易く、生産性が著しく悪くなる。電磁攪拌法は、凝固組織の等軸晶化に有効であるものの、高価な設備を必要とし、また電磁攪拌の条件によってはホワイトバンド等のマクロ偏析が生じやすくなる。
したがって、耐リジング性を高レベルで改善する上で、ある程度負荷の大きな冷延・焼鈍工程を併用せざるを得ず、結果として製造コストが上昇している。
【０００６】
最近では、フェライト系ステンレス鋼にＴｉを添加し、溶鋼中に生成したＴｉＮをフェライトの核生成サイトとして利用することにより、凝固組織を微細化し、等軸晶化する技術が報告されている。
例えば、特許文献１では、Ｔｉを０．０１〜０．５％の範囲で、Ｔｉ×Ｎ≧０．０００６，Ｔｉ≧６×（Ｃ＋Ｎ）になるように調整された成分系において、ＴｉＮを含有しＭｇ／Ｃａの質量比が０．５以上を満足するＭｇ含有酸化物の個数を制御する方法が提案されている。また、特許文献２には、ＴｉＮで覆われたＭｇ系介在物の個数を制御することが提案されている。
しかしながら、特許文献１，２の技術に沿って成分調整し、Ｍｇ系介在物の個数を制御しても、高等軸晶率化の効果は安定しない。また等軸晶の核生成サイトに利用されるＴｉＮが連続鋳造時にノズル閉塞を引き起こしたり、冷延板の表面疵や加工割れの起点になったりするといった問題点がある。
【０００７】
また、他方、フェライト系ステンレス鋼板にはプレス成形性を向上させることも必要である。
フェライト系ステンレス鋼板のプレス成形性を向上させるために、数多くの提案がなされている。その代表的なものはＴｉ，Ｎｂの単独添加技術もしくは複合添加技術である。単独添加もしくは複合添加したＴｉ，Ｎｂは、マトリックスに固溶しているＣ，Ｎを炭窒化物として析出させ、マトリックスのＣ，Ｎ濃度を低減させることによりプレス加工性を向上させることができる。
【０００８】
しかしながら、プレス成形の高度化に伴い、近年プレス成形性のさらなる向上が要求されている。そして、限界絞り比で２．３以上の深絞り性を有することが求められている。さらに、上記のような、単にＴｉ，Ｎｂを単独添加もしくは複合添加する技術は、リジングの発生を回避する手段や耐二次加工脆性を向上させる手段については全く検討されていない。
ＴｉやＮｂを添加してプレス成形性を高めた低Ｃ，Ｎのフェライト系ステンレス鋼板の耐二次加工脆性に関して、特許文献３には、ＴｉとＢを添加する技術が提案されている。
しかしながら、Ｂの含有によって延びやランクフォード値ｒが低下してしまうという弊害が生じやすくなっている。
【０００９】
【特許文献１】特開２００１−２８８５４２号公報
【特許文献２】特開２０００−１９２１９９号公報
【特許文献３】特公平２−７３９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
このように、フェライト系ステンレス鋼板に高度なプレス成形を施すに当たってはプレス成形性、耐リジング性及び耐二次加工脆性の３つの特性が要求されるが、臨界絞り比２．３以上でリジングの発生が軽微で、しかも耐二次加工脆性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板は未だ提供されていない。
そこで、本発明は、このような問題点を解消すべく案出されたものであり、鋼中に分散析出するＴｉＮや他の介在物・析出物の形態を制御することにより、等軸晶率を高め、耐リジング性を改善するとともに、プレス成形性と耐二次加工脆性をも向上させたフェライト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０５質量％以下，Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％，Ｍｎ：２．０質量％以下，Ｓ：０．０００１〜０．００７質量％，Ｃｒ：９．０〜４０．０質量％，Ｎｂ：０．０５〜０．８質量％，Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％，Ａｌ：０．０５質量％以下，Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％，Ｃａ：０．００１質量％以下を含み、かつＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０．０００７〜０．００４の関係を満たすように調整され、残部が実質的にＦｅからなる組成を有するとともに、下記（ａ），（ｂ），（ｃ）で示す層が内層から（ａ），（ｂ），（ｃ）の順で積層された三層構造のＴｉＮ系介在物が、鋼板断面において１０個／ｍｍ2以上の頻度で存在することを特徴とする。
（ａ）層：質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物及び硫化物からなる介在物
（ｂ）層：ＴｉＮ
（ｃ）層：Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ），ＴｉＣ，ＴｉＳ
【００１２】
鋼成分として、さらにＺｒ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，REM：０．１質量％以下，Ｍｏ：２．０質量％以下，Ｃｕ：２．０質量％以下の１種又は２種以上を含むものであってもよい。
上記のような三層構造を有する析出物が出現するフェライト系ステンレス鋼板は、上記組成を有する鋼の製鋼段階において、精錬容器としてＭｇＯ含有率が４０質量％以上の耐火物を溶鋼接触面の５０％以上に用いたものを使用し、冷間圧延工程において、仕上げ圧延前に８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の焼鈍を行うことで得られる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明では、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｎ等、各元素の含有量を細かく規定するとともに、生成したＴｉＮ系介在物の断面構造及び分散状態をも細かく規定することにより、耐リジング性，加工性及び二次加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を得ることができ、深絞り、曲げ等の冷間加工を施した場合にあっても、皺状の起伏が発生しない耐リジング性に優れた材料が得られる。
このため、外観に優れた厨房機器用、各種電気機器用あるいは自動車用等の材料として広範な分野に低コストの板材を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】
【００１４】
本発明者等は、等軸晶の核生成サイトとして有効なＴｉＮについて調査・研究して得られた知見をベースとし、より確実な方法で介在物組成を制御して等軸晶率を高め、かつ冷延工程での焼鈍条件を制御することによって、三層構造を有するＴｉＮ系介在物を生成させ、その個数を制御することにより、プレス成形性及び耐リジング性に優れ、かつ耐二次加工脆性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板を得ることができたものである。
以下にその詳細を説明する。
【００１５】
一般的に、フェライト系ステンレス溶鋼が凝固するとき、ＴｉＮ系介在物が存在すると等軸晶が増大するといわれている。ＴｉＮ系介在物が高等軸晶率化に及ぼす要因として、（１）ＴｉＮが溶鋼に濡れやすいこと、（２）フェライトとの結晶格子の不整合度が小さいＴｉＮを核としてフェライトが晶出しやすくなること、（３）ＴｉＮは溶鋼の液相線温度付近で生成するため浮上・分離し難いこと、等が挙げられる。したがって、溶鋼の液相線温度近傍でＴｉＮが生成する条件が整ったとき、生成したＴｉＮが介在物として浮上・分離される前にフェライトの核形成サイトとして有効に作用し、高等軸晶率化が図られるといえる。
【００１６】
ところで、ＴｉＮ系介在物は、ＴｉＮ単独で生成した単独型（図１のａ）と、酸化物，硫化物等の介在物を核として生成した複合型（図１のｂ）に大別される。「鉄と鋼」，87(2001)，707によると、等軸晶生成に与える影響は、ＴｉＮの核となる酸化物の種類に応じて異なり、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3の核が高等軸晶率化に好ましいとされている。
しかし、工業ベースの生産では、耐火物，スラグ，脱酸剤由来の脱酸生成物等の影響が大きく、純粋なＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3を溶鋼中の介在物として生成させることは困難である。
【００１７】
そこで、ＴｉＮの核となる介在物について詳細に調査・検討した結果、溶鋼成分が特定の条件を満足しているとき、工業的ベースの生産でもＴｉＮの核となりやすい介在物が生成し、結果として高等軸晶率化が図られることを見出した。
本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを量的に規制することにより、ＴｉＮの核となるＭｇ／Ｓの質量比：５以上の酸化物，硫化物を生成させている。図２に示すように、（ａ）質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物及び硫化物からなる介在物１を核として、その周囲に（ｂ）ＴｉＮの層２及び（ｃ）Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ），ＴｉＣ，ＴｉＳの層３を順じ析出させている。このうち（ａ）層を核として生成した（ｂ）層のＴｉＮまでが、凝固段階で生成し、等軸晶の核生成サイトとして有効に働き、等軸晶率を増大させている。
【００１８】
（ａ）層の質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物，硫化物系介在物を生成させるためには、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％，Ａｌ：０．０５質量％以下，Ｃａ：０．００１質量％以下，Ｓ：０．０００１〜０．００７質量％の規制が必要である。Ｍｇが不足し、Ａｌ，Ｃａ，Ｓが過剰な場合には、生成する介在物が（ｂ）層のＴｉＮの核になり難く、等軸晶の生成サイトとして有効に作用できず、等軸晶率が低くなる。
なお、（ａ）層のＭｇ／Ｓの質量比が５未満である酸化物，硫化物系介在物を核とする（ｂ）層までのＴｉＮも認められる場合もあるが、これは凝固時点で生成したものではなく凝固後に生成したものと考えられ、核生成サイトとして有効に作用するものではないと考えられる。
【００１９】
また、Ｍｇ／Ｓの質量比が５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする（ｂ）層までのＴｉＮが生成しても、所定数以上の数が存在しないと効果的に高等軸晶率化を達成することはできない。高等軸晶率化に必要な条件を検討したところ、Ｔｉ，Ｎの成分条件として、ＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０．０００７以上の条件下では、（ａ）層のＭｇ／Ｓの質量比が５以上の酸化物，硫化物系介在物を核とする（ｂ）層のＴｉＮが鋼断面において１０個／ｍｍ2以上の割合で分散し、等軸晶が増大した。
【００２０】
さらに、上記成分に加えて、Ｎｂ：０．８質量％以下，Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％に調整することにより、凝固段階に生成した（ｂ）層までのＴｉＮの周囲に凝固後の冷却，熱延工程及び焼鈍工程において、（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層が取り囲むように析出する。
すなわち、内層から順に（ａ）質量比でＭｇ／Ｓ≧５を満足する酸化物及び硫化物からなる介在物、（ｂ）ＴｉＮ、（ｃ）Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳの三層構造を有するＴｉＮ系介在物が、従来の単独型ＴｉＮ、もしくは複合型ＴｉＮの作用による等軸晶率化の向上による耐リジング性の改善以上の効果をもたらすことを見出した。
【００２１】
さらには、この三層構造のＴｉＮ系介在物は、深絞り性を主体とするプレス成形性及び耐二次加工脆性にも、従来にはない際立った改善効果を有することを見出した。しかしながら、深絞り性を主体とするプレス成形性及び耐二次加工脆性の改善に有効に作用させるためには、凝固段階で生成した（ｂ）層までのＴｉＮの周囲に一様に（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層を析出させる必要がある。熱延工程後の熱延板では、Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層が一部のみ析出している形態のＴｉＮも認められる。このような熱延板を通常の製造方法により製造しても、耐リジング性の改善は得られるものの、深絞り性を主体とするプレス成形性及び耐二次加工脆性の改善効果は小さい。
【００２２】
そこで、冷延焼鈍工程において、仕上げ圧延前に８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の焼鈍を行うことにより、凝固段階で生成した（ｂ）層までのＴｉＮの周囲に一様に（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層を析出させると、耐リジング性，深絞り性を主体とするプレス成形性及び耐二次加工脆性の改善効果が得られることを見出した。
【００２３】
三層構造を有するＴｉＮ系介在物は、単独型ＴｉＮもしくは複合型ＴｉＮ系介在物よりも冷延工程における歪みの集積度に有効に作用すると考えられる。そして、この歪みの集積によりコロニーは破壊されると考えられる。また、三層構造を有するＴｉＮ系介在物は、冷延集合組織に影響を及ぼし、深絞り性に有効である｛１１１｝集合組織を発達させると考えられる。さらにまた、三層構造を有するＴｉＮ系介在物の最外層にある（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層が二次加工時の応力集中を緩和し、耐二次加工脆性を改善すると考えられる。
【００２４】
本発明において規定するステンレス鋼は、例えば、真空雰囲気又は不活性雰囲気下で脱酸剤を添加し、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系を主成分とするスラグを溶鋼に接触させながら、スラグ／メタルを攪拌する精錬方法が採用される。スラグにはＣａＦ2等の造滓材を含んでいてもよい。脱酸剤としては、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，REM等あるいはそれらの１種又は２種以上を含む合金が使用される。
精錬容器として、ＭｇＯ含有率が４０質量％以上の耐火物を溶鋼接触面の５０％以上に用いたものを使用して精錬を行う。ＭｇＯを含有した耐火物をライニングした精錬容器を使用するため、耐火物中のＭｇＯが脱酸剤によって還元され、金属Ｍｇとして溶鋼中に一旦溶解する。そして、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％となり、溶鋼中の金属ＭｇがＴｉＮの核として好適な介在物の形成源になる。
【００２５】
ステンレス溶鋼は、精錬容器で３分以上のガス攪拌により十分に攪拌され、Ａｌ：０．０５質量％以下，Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％，Ｃａ：０．００１質量％以下，Ｓ：０．０００１〜０．００７質量％を含み、しかもＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が０．０００７〜０．００４の範囲になるように成分調整される。
成分調整されたステンレス溶鋼はタンディッシュを経て連続鋳造されるが、タンディッシュ内の溶鋼過熱度を３０〜７０℃に維持することにより、ノズル閉塞が防止される。
連続鋳造されたスラブは、熱間圧延工程を経て熱延鋼帯になるが、熱延工程は常法に準じた条件下で行えばよい。熱延鋼帯に焼鈍及び冷間圧延を組み合わせて施し冷延焼鈍鋼帯を製造するが、本発明では、仕上げ圧延前の焼鈍を８８０〜９８０℃で２０秒以上の条件下で行うことを必須とし、この焼鈍以外の焼鈍及び冷延は常法に準じる。
【００２６】
次に、本発明が対象とするフェライト系ステンレス鋼の合金成分，含有量等を詳細に説明する。
Ｃ：０．０５質量％以下
フェライト系ステンレス鋼の強度を上昇させる効果がある。しかしながら、過剰に含有させると耐食性や製造性を劣化させることになるので、Ｃ含有量は０．０５質量％以下に規定した。
【００２７】
Ｓｉ：０．０１〜２．０質量％
耐食性及び強度を改善する合金成分であるが、過剰に含まれると製造性を劣化させる原因となるので、Ｓｉ含有量は０．０１〜２．０質量％の範囲に規定した。
Ｍｎ：２．０質量％以下
Ｓｉと同様に耐食性及び強度を改善する合金元素であるが、過剰に含まれるとその効果が劣化することから、Ｍｎ含有量の上限は２．０質量％に規定した。
【００２８】
Ｓ：０．０００１〜０．００７質量％
三層構造を有するＴｉＮ系介在物を生成させるために重要な成分である。（ｃ）層のＴｉＳを生成させるためには０．０００１質量％以上のＳが必要である。しかし、０．００７質量％を超えるＳが含有されると、（ａ）層の介在物中のＭｇ／Ｓが５よりも小さくなってしまい、等軸晶の核生成サイトとして有効な形態の（ｂ）層までのＴｉＮが必要量生成できなくなる。したがって、Ｓの含有量は０．０００１〜０．００７質量％の範囲に規定した。
【００２９】
Ｃｒ：９〜４０質量％
フェライト系ステンレス鋼の耐食性を維持するために重要な合金成分であり、９質量％以上の含有が必要とされる。しかし、４０質量％を超える多量のＣｒを含有させると製造性が悪化する。このため、Ｃｒ含有量は、９〜４０質量％の範囲に規定した。
Ｎｂ：０．０５〜０．８質量％
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）を生成させるのに必要な元素であり０．０５質量％以上の含有が必要とされる。しかし、０．８質量％を超える過剰な含有は、製造性や加工性を低下させることになるので、Ｎｂ含有量は０．８質量％以下に規定した。
【００３０】
Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の（ｃ）層のＴｉＳ層を生成させるために間接的に必要な元素であり、０．０００１質量％以上の含有によりＳの粒界偏析が抑制され、（ｃ）層のＴｉＳが生成するようになる。また、製品の二次加工性を改善する作用も有するが、０．０３質量％を超える過剰の含有は、逆に熱間加工性や二次加工性を悪化させる原因となる。このため、Ｂ含有量は０．０００１〜０．０３質量％の範囲とする。
【００３１】
Ａｌ：０．０５質量％以下
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の核となる（ａ）層の形態に影響を及ぼす成分である。等軸晶の核生成サイトとして有効な形態の（ｂ）層までのＴｉＮを生成させるためにはＡｌ含有量を０．０５質量％以下に規制する必要がある。Ａｌ含有量が０．０５質量％を超えると、介在物中のＭｇ／Ｓの質量比が５を下回り、必要量の（ｂ）層までのＴｉＮの生成が困難となる。
【００３２】
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１質量％
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の核となる（ａ）層の形態に影響を及ぼす成分である。等軸晶の核生成サイトとして有効な形態の（ｂ）層までのＴｉＮを生成させるためには、０．０００１質量％以上のＭｇが必要である。Ｍｇ含有量が０．００１質量％を超えるとＭｇＳが生成してしまい、Ｍｇ／Ｓの質量比が５を下回り、必要量の（ｂ）層までのＴｉＮの生成が困難となる。また、（ｃ）層にＴｉＳも生成できなくなる。したがって、Ｍｇ含有量の上限は０．００１質量％に規定した。
精錬容器としてＭｇＯ含有率が４０質量％以上の耐火物を溶鋼接触面の５０％以上に用いたものを使用することにより、耐火物からのＭｇの溶解は０．００１質量％以下に調整することができる。
【００３３】
Ｃａ：０．００１質量％以下
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の核となる（ａ）層の形態に影響を及ぼす成分である。等軸晶の核生成サイトとして有効な形態の（ｂ）層までのＴｉＮを生成させるためには、０．００１質量％以上のＣａが必要である。Ｃａ含有量が０．００１質量％を超えると、Ｍｇ／Ｓの質量比が５を下回り、必要量の（ｂ）層までのＴｉＮの生成が困難となる。
【００３４】
ＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）：０．０００７〜０．００４
Ｔｉは、凝固時に生成する（ｂ）層までのＴｉＮを溶鋼中に生成させる上で必要な合金成分である。本成分系では、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓ含有量の規制によってＴｉＮの核となる（ａ）層のＭｇ／Ｓの質量比が５以下の酸化物，硫化物系介在物が溶鋼中に分散しているので、この介在物を核として（ｂ）層までのＴｉＮが生成する。等軸晶の核生成サイトとして有効で必要量の（ｂ）層までのＴｉＮを生成させるためには、ＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）を０．０００７以上に調整する必要がある。しかし、過剰のＴｉ，Ｎが含まれると、ＴｉＮがクラスターとなって、鋳造時のノズル閉塞、表面疵等の原因となることから、ＴｉとＮの濃度積の上限は０．００４に設定した。
【００３５】
Ｚｒ：０．５質量％以下
必要に応じて添加される合金元素である。鋼中のＣ，Ｎを固定して析出物を生成し、耐食性と加工性を改善する作用を有する。しかし、０．５質量％を超える過剰添加は、製造性や加工性を低下させることになるので、添加する場合も０．５質量％以下とする。
Ｖ：０．５質量％以下
必要に応じて添加される合金元素である。鋼中のＣ，Ｎを固定して析出物を生成し、耐食性と加工性を改善する作用を有する。しかし、０．５質量％を超える過剰添加は、製造性や加工性を低下させることになるので、添加する場合も０．５質量％以下とする。
REM（希土類元素）：０．１質量％以下
必要に応じて添加される合金元素である。熱間加工性を改善する作用を有する。しかし、０．１質量％を超える過剰添加は、逆に熱間加工性を低下させることになるので、REM（希土類元素）を添加する場合も０．１質量％以下とする。
【００３６】
Ｍｏ：２．０質量％以下
必要に応じて添加される合金元素である。耐食性や強度を向上させる作用を有する。しかし、２．０質量％を超える過剰添加は、生産性や加工性を低下させることになるので、添加する場合も２．０質量％以下とする。
Ｃｕ：２．０質量％
必要に応じて添加される合金元素である。耐食性や強度を向上させる作用を有する。しかし、２．０質量％を超える過剰添加は、生産性や加工性を低下させることになるので、添加する場合も２．０質量％以下とする。
【００３７】
他の成分
以上の合金成分の他に、Ｙ：０．０５質量％以下，Ｗ：１．０質量％以下，Ａｇ：０．５質量％以下，Ｓｎ：０．５質量％以下，Ｃｏ：１．０質量％以下，Ｚｎ：０．５質量％以下等の１種又は２種以上を添加してもよい。不純物として含まれるＰは０．０５質量％以下に規制されている限り特性に影響を及ぼすことはない。
【００３８】
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の（ａ）層：Ｍｇ／Ｓの質量比が５以上の介在物
等軸晶の核生成サイトとして有効な（ｂ）層までのＴｉＮを分散させる上では、（ａ）層の核となるＭｇ／Ｓ質量比≧５の酸化物，硫化物系介在物を生成させることが重量である。介在物のＭｇ／Ｓ質量比が５に満たないと高等軸晶率化が望めない。
Ｍｇ／Ｓの質量比は、脱酸剤による脱酸を行った後に、３分間以上のガス攪拌を行い、脱Ｓを行った後に成分調整を行い、Ａｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｓを規定の成分範囲内にすることにより達成できる。
なお、Ｍｇ／Ｓ質量比≧５の介在物は、Ｍｇ，Ｓ以外にＡｌ，Ｃａ，Ｏ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等が含まれている酸化物，硫化物であり、Ｍｇ／Ｓの質量比以外、含有量等の制約は加わらない。また、介在物の組成は、例えばＸ線マイクロアナライザーを用いた定量分析で測定できる。
【００３９】
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の個数：１０個／ｍｍ2
高等軸晶率化に及ぼす三層構造を有するＴｉＮ系介在物の影響は、凝固段階に生成する（ｂ）層のＴｉＮを形成した介在物の数によって決まる。また、凝固後の冷却，熱間圧延，冷間圧延を経て、（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳが生成し最終的に三層構造を有するＴｉＮ系介在物となり、この（ｃ）層がリジング性改善，プレス成形性改善，及び二次加工脆性改善にも効果的である。その改善効果は、例えばＸ線マイクロアナライザーを用いた定量分析で測定して（ａ），（ｂ）及び（ｃ）層の条件を満たす三層構造を有するＴｉＮ系介在物の数が１０個／ｍｍ2以上の割合で最終的に成形品鋼断面に分散しているとき、顕著に現れる。
なお、（ｂ）層にＴｉＮには、微量のＣ，Ｏ，Ｓ等を含んでいても、耐リジング性，深絞りを主体としたプレス成形性及び耐二次加工脆性に及ぼす三層構造ＴｉＮ系介在物の影響は変わらない。また、（ｃ）層は、Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳが主体であるが、他の炭窒化物生成元素を含んでいても差し支えない。
【００４０】
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の分散割合は、真空雰囲気又は不活性雰囲気において、脱酸を行った後に、１００〜５００ＮＬ／分の流量でガス攪拌を３分以上行い、その金属チタンあるいはフェロチタン等のＴｉ含有合金を添加することによって制御できる。ＴｉとＮの濃度積を大きくする、すなわちＴｉ含有合金の添加量を増やす、あるいは攪拌ガスにＮ2含有ガスを用いると、ＴｉＮ系介在物の分散個数は増加する。
【００４１】
冷延工程における仕上げ圧延前の焼鈍：（８８０〜９８０℃）×均熱２０秒以上
本発明は、三層構造を有するＴｉＮ系介在物の形成を最大の特徴とするものである。耐リジング性，深絞りを主体としたプレス成形及び耐二次加工脆性の改善に三層構造を有するＴｉＮ系介在物を有効に活用するためには、（ｂ）層までのＴｉＮに（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層を一様に析出させることが必要である。そのためには、冷延工程において、８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の焼鈍を施す必要がある。均熱温度が、８８０℃に満たないと（ｂ）層までのＴｉＮに一様に（ｃ）層が析出せず、９８０℃を超えると（ｃ）層が一部再固溶する。また均熱時間が２０秒に達しないと、（ｂ）層までのＴｉＮに一様に（ｃ）層が析出しない。
この（ｃ）層析出の熱処理は、深絞り性を主体とするプレス成形性を改善するために、仕上げ圧延前の焼鈍時に行う。常法の連続焼鈍酸洗ラインを通板する仕上げ焼鈍において、（ｃ）層のＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層が一部再固溶するが、（ｂ）層までのＴｉＮの周囲から完全に固溶することはない。
【実施例】
【００４２】
表１に示す成分組成を有するフェライト系ステンレス鋼（８０トン／チャージ）を電気炉，転炉，ＶＯＤ工程を経て溶製し、スラブに連続鋳造した。ＶＯＤプロセスの真空精錬では、真空度を５０〜２００Ｐａに維持した真空炉内でポーラスプラグを通じて溶鋼中にＡｒを１００〜５００ＮＬ／分の流量で吹き込んだ。精錬容器には、表２に示すように、鋼番号８を除いてＭｇＯを４０％以上含むマグドロ系及びマグクロ系耐火物を、溶鋼接触面全体の５０％以上に使用したものを用いた。鋼番号８には、ＭｇＯを３０％含むマグドロ系及びマグクロ系耐火物を溶鋼接触面全体の４０％に使用したものを用いた。
得られたスラブから切り出した試験片の、スラブの厚さに対する等軸晶帯の厚みの割合を数点測定し、測定値を平均化して等軸晶率を算出した。算出結果の平均値を等軸晶率として表３に示した。
【００４３】
次いで、常法に従ってスラブを熱延し、熱延板を製造した。冷間圧延及び焼鈍を組合せ、板厚０．８ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。
各冷延焼鈍板について、以下の試験で三層構造のＴｉＮ系介在物の分散割合、耐リジング性、耐二次加工性の評価を行った。
【００４４】
2005272865.tif 000003
【００４５】
2005272865.tif 000004
【００４６】
三層構造を有するＴｉＮ系介在物の形態及び分散状態
冷延焼鈍板から切出された試験片の圧延方向及び板厚方向に平行な断面に研磨し、Ｘ線マイクロアナライザーを用いて（ａ）層の核となる介在物及び（ｃ）層について定量分析した。分析結果から、（ａ）層がＭｇ／Ｓの質量比が５以上の介在物であり、しかも（ｂ）層のＴｉＮと（ｃ）層として一様なＮｂ（Ｃ＋Ｎ）及び／又はＴｉＣ及び／又はＴｉＳ層が生成している介在物を三層構造を有するＴｉＮ系介在物とした。
分析は少なくとも１０個以上の全ＴｉＮに対して行い、三層構造を有するＴｉＮ系介在物の全ＴｉＮに対する割合を求めた。また、光学顕微鏡で介在物の分散個数をカウントし、単位面積当りの全ＴｉＮの分散個数を算出した。そして三層構造を有するＴｉＮ系介在物の割合と単位面積当りの全ＴｉＮの分散個数の積として、三層構造を有するＴｉＮ系介在物の分散割合を算出した。
【００４７】
耐リジング性
冷延焼鈍板から切出されたＪＩＳ５号引張試験片に２０％の引張変形を付与した後、試験片表面の目視観察でリジング性の判定を行った。
リジングが発生しないもしくは非常に軽微であるものを判定１とし、リジングの悪化とともに５段階で評価した。リジング判定２以下のものが実用上問題のないリジングレベルといえる。
【００４８】
限界絞り比
実質的なプレス成形性を評価するために、成形試験機においてブランク径を変えてカップ成形試験を行い、各冷延焼鈍板の限界絞り比（ＬＤＲ）を求めた。ポンチ直径は４０ｍｍ，ポンチＲは３ｍｍ，ダイス直径は４２ｍｍ，ダイスＲは５ｍｍであり、ステンレス鋼用プレス油を冷延焼鈍板裏表面に塗布し、試験を行った。
本条件にて、従来の鋼板では限界絞り比が２．１程度であったので、限界絞り比が２．３以上を優れたプレス成形性と判断した。
【００４９】
耐二次加工脆性
耐二次加工脆性試験は、３段絞りにより絞り比４の直径１５ｍｍのカップを作製した。作製したカップを耳部を切断して−１０℃に保持し、その後、当該カップを頂点が５度の円錐ポンチ上に被せ、その上に１ｋｇの重鎮を高さ２０ｃｍから落下させることにより、拡管方向に衝撃的な歪みを加え、カップ側壁部に現れる脆性割れの発生の有無を調べた。
衝撃的な歪みの付与は５個のカップについて行い、全てにおいて割れ発生がなかった場合を○，２ｍｍ以下の軽微な割れの発生が２個以下のものを△，２ｍｍ以上の割れが１個でも生じた場合を×として判断した。○を実用上問題のないレベルと判断した。
【００５０】
等軸晶率，仕上げ圧延前焼鈍の焼鈍温度及び均熱時間，（ａ）層が質量比でＭｇ／Ｓが５以上の介在物である三層構造を有するＴｉＮ系介在物の単位面積当りの個数，並びに材料特性の評価結果を併せて表３に示す。
成分組成が本発明範囲内の鋼番号１〜５（本発明例）で仕上げ冷延前の焼鈍条件が、温度８８０〜９８０℃で均熱２０秒以上の条件を満たすサンプル番号１Ａ，２Ａ，２Ｂ，３Ａ，４Ａ，５Ａ及び５Ｂでは、（ａ）層が質量比でＭｇ／Ｓが５以上の介在物である三層構造のＴｉＮ系介在物の個数が１０個／ｍｍ2以上となり、冷延焼鈍板のリジング判定，限界絞り比及び耐二次加工脆性のいずれの評価も良好であった。
【００５１】
これに対して、成分組成が本発明範囲内の鋼番号１〜５（本発明例）であっても、仕上げ冷延前の焼鈍条件が規定の範囲を外れたサンプル番号１Ｂ，１Ｃ，２Ｃ，２Ｄ，２Ｅ，３Ｂ，３Ｃ，４Ｂでは、請求項で規定しているような三層構造を有するＴｉＮ系介在物の出現個数が不足し、所望の限界絞り比等を得ることができていない。
また、鋼番号６はＢ含有量が低くＣａ含有量が高い。鋼番号７はＡｌ含有量が高くＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）が低くなっている。鋼番号８は、使用した精錬容器の耐火物はＭｇＯ含有率が低く、しかも溶鋼接触面でのＭｇＯ系耐火物の使用率が低かったために、鋼中のＭｇ含有量が低かった。さらにまた、鋼番号９はＢ含有量が低くＴｉとＮの濃度積（Ｔｉ質量％×Ｎ質量％）も低くかった。このように、本発明で規定している成分組成範囲を満たしていない鋼では、規定した条件の仕上げ圧延前焼鈍を施しても、（ａ）層が質量比でＭｇ／Ｓが５以上の介在物である三層構造のＴｉＮ系介在物の出現個数が少なくなっている。このため、限界絞り比が小さく、耐二次加工脆性の評価も悪くなっている。しかも等軸晶率も低くなっているためリジング判定も悪くなっている。
【００５２】
2005272865.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】単独型ＴｉＮ及び二層構造のＴｉＮ系介在物の断面を説明する図
【図２】三層構造のＴｉＮ系介在物の断面を説明する図
【符号の説明】
【００５４】
１：酸化物・硫化物系介在物    ２：ＴｉＮ    ３：Ｎｂ（Ｃ＋Ｎ），ＴｉＣ，ＴｉＳ
【図１】
2005272865.tif 000006
【図２】
2005272865.tif 000007