JP5928669B1 - フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
所定の成分組成とし、Ｃ濃度：２ＣC以上、Ｎ濃度：２ＣN以上のうち、いずれか一方または両方を満足するフェライト結晶粒を組織全体に対する体積率で５％以上５０％以下とし、ビッカース硬さを１８０以下とすることにより、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、高い生産性の下に製造すること可能なフェライト系ステンレス鋼を提供する。ここで、ＣCおよびＣNは、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）である。
Description
本発明は、成形性および耐リジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼に関するものである。
ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレス鋼は、経済的で耐食性に優れているため、家電製品、厨房機器などに使用されている。近年では磁性があることから、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。鍋などの調理器具は張出し加工により成形されることが多く、所定の形状に成形するためには十分な伸びが必要となる。
一方、調理鍋などは表面外観も商品価値を大きく左右する。通常、フェライト系ステンレス鋼を成形するとリジングと呼ばれる表面凹凸が形成され、成形後の表面外観が悪化する。過度なリジングが発生した場合、成形後に凹凸を除去する研磨工程が必要となり、製造コストが増加するという課題がある。そのためリジングが小さいことが求められる。リジングは、類似の結晶方位を有するフェライト粒の集合体（以下、フェライトコロニーもしくはコロニーと表記する場合がある）に起因する。鋳造時に生成する粗大な柱状晶組織が熱間圧延によって展伸し、展伸した粒あるいは粒群が熱延板焼鈍、冷間圧延および冷延板焼鈍を経た後にも残存することにより、コロニーが形成されると考えられている。
上記の課題に対して、例えば特許文献１では、「mass％で、Ｃ：0.02〜0.12％、Ｎ：0.02〜0.12％、Cr：16〜18％、Ｖ：0.01〜0.15％、Al：0.03％以下を含有した鋼素材を、加熱し、圧延終了温度ＦＤＴが1050〜750℃の範囲となる熱間圧延を行い、熱間圧延終了後２sec以内に冷却を開始し、冷却速度10〜150℃／sで550℃以下まで冷却したのち巻き取り、フェライト＋マルテンサイト組織とし、あるいはさらに冷間または温間で圧下率：２〜15％の圧延を行う予備圧延工程を行って、熱延板焼鈍を行うフェライト系ステンレス鋼の製造方法」が開示されている。なお、ここでは、熱間圧延後の急冷に代えて、巻き取り後急冷し、フェライト＋マルテンサイト組織としてもよいとされている。
また、特許文献２では、「質量％で、C:0.01〜0.08％、Si:0.30％以下、Mn:0.30〜1.0％、P:0.05％以下、S:0.01％以下、Al:0.02％以下、N:0.01〜0.08％、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成分組成と、Cr炭窒化物の析出したフェライト結晶粒からなる組織とを有し、圧延方向と板厚方向がつくる断面において、板厚方向の平均フェライト結晶粒径Dzと圧延方向の平均フェライト結晶粒径Dlの比Dz／Dlが0.7以上であり、かつCr炭窒化物の観察視野に占める面積率Spが2％以上、平均円相当径Dpが0.5μm以上であるフェライト系ステンレス冷延鋼板」が開示されている。なお、Cr炭窒化物のSpやDpは、SEMにより2000倍で観察して求めたものである。
しかし、特許文献１の方法では、鋼板の製造に際して、熱延板焼鈍前に予備圧延を実施する必要があるため、圧延負荷が増加し生産性が低くなるという点に課題を残していた。
また、特許文献２に記載の鋼板は、仕上げ焼鈍板に析出しているCr炭窒化物の平均円相当半径が0.5μm以上と粗大であるため、製品に加工した際に、加工条件によっては表面欠陥が生じるおそれがあった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、高い生産性の下に製造することが可能なフェライト系ステンレス鋼を、その製造方法とともに提供することを目的とする。
なお、「優れた成形性」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験における破断伸び（Ｅｌ）が圧延方向に対して直角方向（以下、圧延直角方向と表記する場合がある）を長手方向とする試験片で２５％以上、好ましくは２８％以上、より好ましくは３０％以上である。
また、「優れた耐リジング特性」とは、次に述べる方法で測定したリジング高さが２．５μｍ以下であることを意味する。リジング高さの測定は、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＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、２０％の引張ひずみを付与する。次いで、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、表面粗度計でＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねりＷａを測定する。測定条件は、測定長１６ｍｍ、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である。この算術平均うねりをリジング高さとする。
上記課題を解決するため、発明者らは鋭意検討を重ねた。特に、発明者らは、生産性を高めるべく、現在一般的に行われている箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保する方法について、鋭意検討を重ねた。
その結果、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍を行う場合であっても、熱延板焼鈍時に所定量のマルテンサイト相を生成させ、その状態で冷間圧延を施すことによって、鋳造段階で生成したフェライトコロニーを効果的に破壊できることを見出した。
さらに、このようにして得られた冷延板を、フェライト単相温度域で冷延板焼鈍することで、熱延板焼鈍時に生成したマルテンサイト相を起点とするＣおよびＮのうちの少なくとも一方が濃化したフェライト結晶粒（以下、Ｃ・Ｎ濃化粒と表記する場合がある）と、熱延板焼鈍の間もフェライト相であった部分を起点とする炭窒化物濃度の低いフェライト結晶粒（以下、単に非濃化粒と表記する場合がある）の複合組織が得られ、これにより優れた耐リジング特性と成形性が同時に得られることを見出した。また、ここで、ＣおよびＮのうちの少なくとも一方がフェライト結晶粒に濃化していると判定する基準としては、フェライト結晶粒中のＣおよびＮの濃度のうちの少なくとも一方が、ＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）の２倍以上であることが適当であることを見出した。
すなわち、Ｃ・Ｎ濃化粒には、冷延板焼鈍時に微細な炭窒化物が多量に析出するため、ピン止め効果によって焼鈍時の粒成長が抑制され、これにより、フェライトコロニーの集積が防止され、耐リジング特性が向上する。一方、非濃化粒では、Ｃ・Ｎ濃度が低減されるため、粒成長が促進され、伸び、つまり成形性が向上する。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
その結果、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍を行う場合であっても、熱延板焼鈍時に所定量のマルテンサイト相を生成させ、その状態で冷間圧延を施すことによって、鋳造段階で生成したフェライトコロニーを効果的に破壊できることを見出した。
さらに、このようにして得られた冷延板を、フェライト単相温度域で冷延板焼鈍することで、熱延板焼鈍時に生成したマルテンサイト相を起点とするＣおよびＮのうちの少なくとも一方が濃化したフェライト結晶粒（以下、Ｃ・Ｎ濃化粒と表記する場合がある）と、熱延板焼鈍の間もフェライト相であった部分を起点とする炭窒化物濃度の低いフェライト結晶粒（以下、単に非濃化粒と表記する場合がある）の複合組織が得られ、これにより優れた耐リジング特性と成形性が同時に得られることを見出した。また、ここで、ＣおよびＮのうちの少なくとも一方がフェライト結晶粒に濃化していると判定する基準としては、フェライト結晶粒中のＣおよびＮの濃度のうちの少なくとも一方が、ＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）の２倍以上であることが適当であることを見出した。
すなわち、Ｃ・Ｎ濃化粒には、冷延板焼鈍時に微細な炭窒化物が多量に析出するため、ピン止め効果によって焼鈍時の粒成長が抑制され、これにより、フェライトコロニーの集積が防止され、耐リジング特性が向上する。一方、非濃化粒では、Ｃ・Ｎ濃度が低減されるため、粒成長が促進され、伸び、つまり成形性が向上する。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ:０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．００％、Ｍｎ:０．０１〜１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ｃｒ:１５．５〜１８．０％、Ｎｉ:０．０１〜１．０％、Ａｌ:０．００１〜０．０５％およびＮ:０．００５〜０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
また、組織は、フェライト相と、組織全体に対する体積率が合計で１％未満のフェライト相以外の組織からなり、
上記フェライト相は、Ｃ濃度：２ＣＣ以上、Ｎ濃度：２ＣＮ以上のうち、いずれか一方または両方を満足するフェライト結晶粒が組織全体に対する体積率で５％以上５０％以下であり、
ビッカース硬さが１８０以下であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼。
ここで、ＣＣおよびＣＮは、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）である。
１．質量％で、Ｃ:０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．００％、Ｍｎ:０．０１〜１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ｃｒ:１５．５〜１８．０％、Ｎｉ:０．０１〜１．０％、Ａｌ:０．００１〜０．０５％およびＮ:０．００５〜０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
また、組織は、フェライト相と、組織全体に対する体積率が合計で１％未満のフェライト相以外の組織からなり、
上記フェライト相は、Ｃ濃度：２ＣＣ以上、Ｎ濃度：２ＣＮ以上のうち、いずれか一方または両方を満足するフェライト結晶粒が組織全体に対する体積率で５％以上５０％以下であり、
ビッカース硬さが１８０以下であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼。
ここで、ＣＣおよびＣＮは、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）である。
２．前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ:０．０１〜１．０％、Ｍｏ:０．０１〜０．５％およびＣｏ:０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、Ｖ:０．０１〜０．２５％、Ｔｉ:０．００１〜０．１０％、Ｎｂ:０．００１〜０．１０％、Ｃａ:０．０００２〜０．００２０％、Ｍｇ:０．０００２〜０．００５０％、Ｂ:０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ:０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
４．前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０３０質量％、Ｓｉの含有量が０．２５質量％以上０．４０質量％未満、Ｍｎの含有量が０．０５〜０．３５質量％であり、
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上３０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが２８％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、前記１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上３０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが２８％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、前記１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
５．前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０２５質量％、Ｓｉの含有量が０．０５質量％以上０．２５質量％未満、Ｍｎの含有量が０．６０〜０．９０質量％、Ｎの含有量が０．００５〜０．０２５質量％であり、
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上２０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが３０％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、前記１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上２０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが３０％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、前記１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
６．前記１〜５のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法であって、
前記１〜５のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を９２０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲で５秒〜５分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記１〜５のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を９２０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲で５秒〜５分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
７．前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０３０質量％、Ｓｉの含有量が０．２５質量％以上０．４０質量％未満、Ｍｎの含有量が０．０５〜０．３５質量％であり、
前記熱延板焼鈍における保持温度が９４０℃以上１０００℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、前記６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記熱延板焼鈍における保持温度が９４０℃以上１０００℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、前記６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
８．前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０２５質量％、Ｓｉの含有量が０．０５質量％以上０．２５質量％未満、Ｍｎの含有量が０．６０〜０．９０質量％、Ｎの含有量が０．００５〜０．０２５質量％であり、
前記熱延板焼鈍における保持温度が９６０℃以上１０５０℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、前記６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記熱延板焼鈍における保持温度が９６０℃以上１０５０℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、前記６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
本発明によれば、成形性および耐リジング特性に優れるフェライト系ステンレス鋼を得ることができる。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により製造することができるできるので、生産性の面で極めて有利である。
また、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により製造することができるできるので、生産性の面で極めて有利である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼が、優れた成形性と耐リジング特性を有する理由について説明する。
ステンレス鋼の耐リジング特性を向上させるためには、類似した結晶方位を有する結晶粒の集合体であるフェライトコロニーを破壊することが有効である。
本発明者らは、生産性の観点から、現在一般的に行われている箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保すべく検討を重ねたところ、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域まで昇温して再結晶を促進させるとともにオーステナイト相を生成させ、熱延板焼鈍後に所定量のマルテンサイト相を確保し、この所定量のマルテンサイト相を含む熱延焼鈍板を冷間圧延することにより、フェライト相に圧延歪が効果的に付与され、フェライトコロニーが効率的に破壊されることを見出した。
まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼が、優れた成形性と耐リジング特性を有する理由について説明する。
ステンレス鋼の耐リジング特性を向上させるためには、類似した結晶方位を有する結晶粒の集合体であるフェライトコロニーを破壊することが有効である。
本発明者らは、生産性の観点から、現在一般的に行われている箱焼鈍（バッチ焼鈍）による長時間の熱延板焼鈍ではなく、連続焼鈍炉を用いた短時間の熱延板焼鈍により、優れた成形性および耐リジング特性を確保すべく検討を重ねたところ、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域まで昇温して再結晶を促進させるとともにオーステナイト相を生成させ、熱延板焼鈍後に所定量のマルテンサイト相を確保し、この所定量のマルテンサイト相を含む熱延焼鈍板を冷間圧延することにより、フェライト相に圧延歪が効果的に付与され、フェライトコロニーが効率的に破壊されることを見出した。
さらに、本発明者らは、成分組成、熱延板焼鈍条件および冷延板焼鈍条件を適切に制御し、冷延板焼鈍組織をＣ・Ｎ濃化粒と非濃化粒の複合組織とすることで、更なる耐リジング特性の向上と十分な成形性を得ることが可能となることを見出した。Ｃ・Ｎ濃化粒は、熱延焼鈍時に生成したマルテンサイトが分解したフェライト粒である。熱延板焼鈍時に（フェライト＋オーステナイト）二相域まで加熱すると、Ｃ、Ｎはフェライト相よりも固溶限の大きいオーステナイト相へと濃化する。その後、冷却されるとオーステナイト相が変態して、Ｃ、Ｎが濃化したマルテンサイト相となる。このようなマルテンサイト相を含んだ熱延焼鈍板を、冷間圧延後にフェライト単相温度域で焼鈍し、マルテンサイト相を分解することでＣ・Ｎ濃化粒を得ることができる。このＣ・Ｎ濃化粒には炭窒化物が多量に析出するため、冷延板焼時にピン止め効果で粒成長が阻害される。これにより、フェライト粒の過度な集合組織集積が防止され、耐リジング特性が大幅に向上すると考えられる。この効果は、ＣおよびＮのうち、少なくとも一方がその鋼中含有量（質量％）の２倍以上に濃化した際に得られる。一方、Ｃ・Ｎ濃化粒以外のフェライト粒（非濃化粒）は、ＣおよびＮ濃度が鋼中含有量（質量％）より低下するため、冷延板焼鈍時に粒成長が促進され、伸びが向上する。これにより、優れた耐リジング特性と十分な成形性の両立が可能となる。
しかし、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率が一定以上に多くなった場合、強度が過度に上昇し、破断伸びが低下する。そこで、発明者らは優れた成形性および耐リジング特性が得られるＣ・Ｎ濃化粒の体積率について詳細な検討を行った。
その結果、冷延板焼鈍後のＣ・Ｎ濃化粒の体積率を組織全体に対する体積率で５〜５０％の範囲に制御することにより、鋼板強度の上昇による破断伸びの低下を伴うことなく、所定の成形性および耐リジング特性が得られることを見出した。特に成形性と耐リジング特性のバランスを考慮した場合、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率は組織全体に対する体積率で５〜３０％であることが好ましい。また、より優れた成形性を得る観点からは、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率は組織全体に対する体積率で５〜２０％であることが好ましい。なお、Ｃ・Ｎ濃化粒からなるフェライト粒以外の組織は、基本的に非濃化粒からなるフェライト粒となるが、これ以外の組織（マルテンサイト相など）は、組織全体に対する体積率の合計で１％未満であれば許容できる。
その結果、冷延板焼鈍後のＣ・Ｎ濃化粒の体積率を組織全体に対する体積率で５〜５０％の範囲に制御することにより、鋼板強度の上昇による破断伸びの低下を伴うことなく、所定の成形性および耐リジング特性が得られることを見出した。特に成形性と耐リジング特性のバランスを考慮した場合、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率は組織全体に対する体積率で５〜３０％であることが好ましい。また、より優れた成形性を得る観点からは、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率は組織全体に対する体積率で５〜２０％であることが好ましい。なお、Ｃ・Ｎ濃化粒からなるフェライト粒以外の組織は、基本的に非濃化粒からなるフェライト粒となるが、これ以外の組織（マルテンサイト相など）は、組織全体に対する体積率の合計で１％未満であれば許容できる。
また、冷延板焼鈍の保持温度や保持時間が不十分になると、フェライト粒の再結晶が不十分となるばかりでなく、熱延板焼鈍時に生成したマルテンサイト相の分解も不十分となり、伸びが低下する。十分な成形性を得るためには、冷延板焼鈍後に十分に再結晶を完了させるとともに熱延板焼鈍時に生成したマルテンサイト相を十分に分解させることが必要である。一方、冷延板焼鈍における保持温度が高すぎる場合、新たにマルテンサイト相が生成し伸びが低下する。そのため、マルテンサイト相の存在量を抑制する必要がある。マルテンサイト相は組織全体に対する体積率で１％未満でなければならない。優れた成形性を得るためには、０％であることが好ましい。
本発明者らの検討の結果、これらの問題を回避して適切な組織を得るためには、冷延板焼鈍条件を適正に制御し、ビッカース硬さを１８０以下とすればよいことがわかった。好ましくは、ビッカース硬さが１６５以下である。
本発明者らの検討の結果、これらの問題を回避して適切な組織を得るためには、冷延板焼鈍条件を適正に制御し、ビッカース硬さを１８０以下とすればよいことがわかった。好ましくは、ビッカース硬さが１６５以下である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼における成分組成の限定理由について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．００５〜０．０５０％
Ｃは、Ｃ・Ｎ濃化粒を生成させ耐リジング特性を向上させるために重要な元素である。また、オーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果もある。これらの効果を得るためには、Ｃの０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると鋼板が硬質化し、所定の破断伸びが得られない。そのため、Ｃ含有量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。また、破断伸びを一層向上させ、優れた成形性を得る観点からは、後述するＳｉ含有量およびＭｎ含有量に応じて、Ｃ含有量を０．００５〜０．０３０％または０．００５〜０．０２５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００８〜０．０２５％の範囲、さらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
Ｃ：０．００５〜０．０５０％
Ｃは、Ｃ・Ｎ濃化粒を生成させ耐リジング特性を向上させるために重要な元素である。また、オーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果もある。これらの効果を得るためには、Ｃの０．００５％以上の含有が必要である。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると鋼板が硬質化し、所定の破断伸びが得られない。そのため、Ｃ含有量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。また、破断伸びを一層向上させ、優れた成形性を得る観点からは、後述するＳｉ含有量およびＭｎ含有量に応じて、Ｃ含有量を０．００５〜０．０３０％または０．００５〜０．０２５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００８〜０．０２５％の範囲、さらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Ｓｉの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板が硬質化し所定の破断伸びが得られない。さらに、焼鈍時に生成する表面スケールが強固となり、酸洗が困難となるため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．７５％の範囲である。さらに好ましくは０．０５〜０．４０％の範囲である。
なお、後述するＭｎ含有量が０．０５〜０．３５％の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．２５％以上０．４０％未満の範囲とすることが好ましい。
また、後述するＭｎ含有量が０．６０〜０．９０％の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．２５％未満とすることが好ましい。
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Ｓｉの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板が硬質化し所定の破断伸びが得られない。さらに、焼鈍時に生成する表面スケールが強固となり、酸洗が困難となるため好ましくない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．００％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．７５％の範囲である。さらに好ましくは０．０５〜０．４０％の範囲である。
なお、後述するＭｎ含有量が０．０５〜０．３５％の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．２５％以上０．４０％未満の範囲とすることが好ましい。
また、後述するＭｎ含有量が０．６０〜０．９０％の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．２５％未満とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．０１〜１．０％
ＭｎはＣと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Ｍｎの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎ含有量が１．０％を超えるとＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．９０％の範囲である。
なお、上述したように、Ｓｉ含有量が０．２５％以上０．４０％未満の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．３５％の範囲とすることが好ましい。
また、Ｓｉ含有量が０．０５％以上０．２５％未満の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．６０〜０．９０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．７０〜０．９０％の範囲である。さらに好ましくは０．７５〜０．８５％の範囲である。
ＭｎはＣと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相の二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Ｍｎの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎ含有量が１．０％を超えるとＭｎＳの生成量が増加して耐食性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．９０％の範囲である。
なお、上述したように、Ｓｉ含有量が０．２５％以上０．４０％未満の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．３５％の範囲とすることが好ましい。
また、Ｓｉ含有量が０．０５％以上０．２５％未満の範囲となる場合、所定の耐リジング特性を確保しつつ、破断伸びを一層向上させて優れた成形性を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．６０〜０．９０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．７０〜０．９０％の範囲である。さらに好ましくは０．７５〜０．８５％の範囲である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低い方が望ましく、上限を０．０４０％とする。好ましくは０．０３０％以下である。さらに好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．０１０％程度である。
Ｐは粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため低い方が望ましく、上限を０．０４０％とする。好ましくは０．０３０％以下である。さらに好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．０１０％程度である。
Ｓ：０．０１０％以下
ＳはＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特に含有量が０．０１０％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのためＳ含有量は極力低い方が望ましく、Ｓ含有量の上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．００１％程度である。
ＳはＭｎＳなどの硫化物系介在物となって存在して延性や耐食性等を低下させる元素であり、特に含有量が０．０１０％を超えた場合にそれらの悪影響が顕著に生じる。そのためＳ含有量は極力低い方が望ましく、Ｓ含有量の上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、製造コスト等の観点からは０．００１％程度である。
Ｃｒ：１５．５〜１８．０％
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためにはＣｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。好ましくは１６．０〜１７．５％の範囲である。さらに好ましくは１６．５〜１７．０％の範囲である。
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るためにはＣｒ含有量を１５．５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱延板焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られない。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５〜１８．０％の範囲とする。好ましくは１６．０〜１７．５％の範囲である。さらに好ましくは１６．５〜１７．０％の範囲である。
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは、Ｃ、Ｍｎと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると加工性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．１〜０．６％の範囲である。さらに好ましくは０．１〜０．４％の範囲である。
Ｎｉは、Ｃ、Ｍｎと同様にオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。この効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると加工性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．１〜０．６％の範囲である。さらに好ましくは０．１〜０．４％の範囲である。
Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Ａｌの０．００１％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．０５％の範囲である。さらに好ましくは０．００１〜０．０３％の範囲である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素である。この効果を得るためには、Ａｌの０．００１％以上の含有が必要である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状が低下しやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１０％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．０５％の範囲である。さらに好ましくは０．００１〜０．０３％の範囲である。
Ｎ：０．００５〜０．０６％
Ｎは、Ｃ・Ｎ濃化粒を生成させ耐リジング特性を向上させるために重要な元素である。また、オーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果もある。この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、Ｎ含有量が０．０６％を超えると延性が著しく低下する上、Ｃｒ窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量は０．００５〜０．０６％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０５％の範囲である。より好ましくは０．００５〜０．０２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０２５％の範囲である。よりさらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
なお、特に、Ｃ含有量が０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ含有量が０．０５％以上０．２５％未満、Ｍｎ含有量が０．６０〜０．９０％の範囲となる場合、Ｎ含有量は０．００５〜０．０２５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０〜０．０２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
Ｎは、Ｃ・Ｎ濃化粒を生成させ耐リジング特性を向上させるために重要な元素である。また、オーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果もある。この効果を得るためには、Ｎ含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかし、Ｎ含有量が０．０６％を超えると延性が著しく低下する上、Ｃｒ窒化物の析出を助長することによる耐食性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量は０．００５〜０．０６％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０５％の範囲である。より好ましくは０．００５〜０．０２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０２５％の範囲である。よりさらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
なお、特に、Ｃ含有量が０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ含有量が０．０５％以上０．２５％未満、Ｍｎ含有量が０．６０〜０．９０％の範囲となる場合、Ｎ含有量は０．００５〜０．０２５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０〜０．０２５％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０２０％の範囲である。
以上、基本成分について説明したが、本発明のフェライト系ステンレス鋼では、製造性あるいは材料特性を向上させる目的で、必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％およびＣｏ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％
ＣｕおよびＭｏはいずれも耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Ｃｕにはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果はそれぞれ０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間加工性が低下する場合があり好ましくない。そのためＣｕを含有する場合は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．２〜０．８％の範囲である。さらに好ましくは０．３〜０．５％の範囲である。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られなくなり好ましくない。そのため、Ｍｏを含有する場合は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．２〜０．３％の範囲である。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％
ＣｕおよびＭｏはいずれも耐食性を向上させる元素であり、特に高い耐食性が要求される場合には含有することが有効である。また、Ｃｕにはオーステナイト相の生成を促進し、熱延板焼鈍時にフェライト相とオーステナイト相が出現する二相温度域を拡大する効果がある。これらの効果はそれぞれ０．０１％以上の含有で得られる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間加工性が低下する場合があり好ましくない。そのためＣｕを含有する場合は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．２〜０．８％の範囲である。さらに好ましくは０．３〜０．５％の範囲である。また、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると焼鈍時にオーステナイト相の生成が不十分となり、所定の材料特性が得られなくなり好ましくない。そのため、Ｍｏを含有する場合は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．２〜０．３％の範囲である。
Ｃｏ：０．０１〜０．５％
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果はＣｏの０．０１％以上の添加によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．５％を超えると製造性を低下させる。そのため、Ｃｏを含有する場合は０．０１〜０．５％の範囲とする。さらに好ましくは０．０２〜０．２０％の範囲である。
Ｃｏは靭性を向上させる元素である。この効果はＣｏの０．０１％以上の添加によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．５％を超えると製造性を低下させる。そのため、Ｃｏを含有する場合は０．０１〜０．５％の範囲とする。さらに好ましくは０．０２〜０．２０％の範囲である。
Ｖ：０．０１〜０．２５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｃａ:０．０００２〜０．００２０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ：０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる１種または２種以上
Ｖ：０．０１〜０．２５％
Ｖは、鋼中のＣおよびＮと結合して、固溶Ｃ、Ｎを低減する。これにより、熱延板での炭窒化物の析出を抑制して熱延・焼鈍起因の線状疵の発生を抑制し、表面性状を改善する。これらの効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．２５％の範囲とする。好ましくは０．０３〜０．１５％の範囲である。さらに好ましくは０．０３〜０．０５％の範囲である。
Ｖ：０．０１〜０．２５％
Ｖは、鋼中のＣおよびＮと結合して、固溶Ｃ、Ｎを低減する。これにより、熱延板での炭窒化物の析出を抑制して熱延・焼鈍起因の線状疵の発生を抑制し、表面性状を改善する。これらの効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上とする必要がある。しかし、Ｖ含有量が０．２５％を超えると加工性が低下するとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｖを含有する場合は０．０１〜０．２５％の範囲とする。好ましくは０．０３〜０．１５％の範囲である。さらに好ましくは０．０３〜０．０５％の範囲である。
Ｔｉ：０．００１〜０．１０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
ＴｉおよびＮｂは、Ｖと同様に、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、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。これらの効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉあるいは０．００１％以上のＮｂを含有させる必要がある。しかし、Ｔｉ含有量あるいはＮｂ含有量が０．１０％を超えると、過剰なＴｉＮおよびＮｂＣの析出により良好な表面性状を得ることができない。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１〜０．１０％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１〜０．１０％の範囲とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００３〜０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．００５〜０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０１５％の範囲である。
ＴｉおよびＮｂは、Ｖと同様に、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、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。これらの効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉあるいは０．００１％以上のＮｂを含有させる必要がある。しかし、Ｔｉ含有量あるいはＮｂ含有量が０．１０％を超えると、過剰なＴｉＮおよびＮｂＣの析出により良好な表面性状を得ることができない。そのため、Ｔｉを含有する場合は０．００１〜０．１０％の範囲、Ｎｂを含有する場合は０．００１〜０．１０％の範囲とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．００３〜０．０１０％の範囲である。Ｎｂ含有量は好ましくは０．００５〜０．０２０％の範囲である。さらに好ましくは０．０１０〜０．０１５％の範囲である。
Ｃａ:０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は:０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００１５の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
Ｃａは、連続鋳造の際に発生しやすいＴｉ系介在物の晶出によるノズルの閉塞を防止するのに有効な成分である。その効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えるとＣａＳが生成して耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有する場合は:０．０００２〜０．００２０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００１５の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００１０％の範囲である。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％
Ｍｇは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｍｇは、熱間加工性を向上させる効果がある元素である。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると表面品質が低下する。そのため、Ｍｇを含有する場合は０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
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。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超え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０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
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。この効果を得るためには０．０００２％以上の含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超え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０．０００２〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．０００５〜０．００３５％の範囲である。さらに好ましくは０．０００５〜０．００２０％の範囲である。
ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％
ＲＥＭ（Rare Earth Metals）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、ＲＥＭの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な添加は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
ＲＥＭ（Rare Earth Metals）は耐酸化性を向上させる元素であり、特に溶接部の酸化皮膜形成を抑制し溶接部の耐食性を向上させる効果がある。この効果を得るためには、ＲＥＭの０．０１％以上の添加が必要である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、冷延焼鈍時の酸洗性などの製造性を低下させる。また、ＲＥＭは高価な元素であるため、過度な添加は製造コストの増加を招くため好ましくない。そのため、ＲＥＭを含有する場合は０．０１〜０．１０％の範囲とする。
以上、本発明のフェライト系ステンレス鋼における成分組成について説明した。
なお、本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
なお、本発明における成分組成のうち、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。
上記した成分組成からなる溶鋼を、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（スラブ）とする。このスラブを、１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。
その後、熱延板をフェライト相とオーステナイト相の二相域温度となる９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする。
また、Ｃ:０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ:０．２５％以上０．４０％未満およびＭｎ:０．０５〜０．３５％となる成分組成の場合（以下、単に成分組成１の場合ともいう）、９４０℃以上１０００℃の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行うことが好ましい。
さらに、Ｃ: ０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ: ０．０５％以上０．２５％未満、Ｍｎ:０．６０〜０．９０％およびＮ：０．００５〜０．０２５％となる成分組成の場合（以下、単に成分組成２の場合ともいう）、９６０℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行うことが好ましい。
上記した成分組成からなる溶鋼を、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（スラブ）とする。このスラブを、１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、あるいは加熱することなく鋳造まま直接、熱間圧延して熱延板とする。
その後、熱延板をフェライト相とオーステナイト相の二相域温度となる９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする。
また、Ｃ:０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ:０．２５％以上０．４０％未満およびＭｎ:０．０５〜０．３５％となる成分組成の場合（以下、単に成分組成１の場合ともいう）、９４０℃以上１０００℃の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行うことが好ましい。
さらに、Ｃ: ０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ: ０．０５％以上０．２５％未満、Ｍｎ:０．６０〜０．９０％およびＮ：０．００５〜０．０２５％となる成分組成の場合（以下、単に成分組成２の場合ともいう）、９６０℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行うことが好ましい。
次いで、熱延焼鈍板に対して、必要に応じて酸洗を施したのち、冷間圧延を施して冷延板とする。その後、冷延板に対して冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍板とする。さらに、冷延焼鈍板に対して必要に応じて酸洗を施し、製品とする。
冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが好ましい。また、本発明では、冷延−焼鈍を２回以上繰り返しても良い。また、冷延板焼鈍は、８００℃以上９００℃未満の温度で５秒〜５分間保持することにより行う。なお、上記した成分組成１または２の場合、８２０℃以上８８０℃未満の温度で５秒〜５分間保持することが好ましい。また、より光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
なお、さらに表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。
以下、上記した製造条件のうち、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍条件の限定理由について、説明する。
冷間圧延は伸び性、曲げ性、プレス成形性および形状矯正の観点から、５０％以上の圧下率で行うことが好ましい。また、本発明では、冷延−焼鈍を２回以上繰り返しても良い。また、冷延板焼鈍は、８００℃以上９００℃未満の温度で５秒〜５分間保持することにより行う。なお、上記した成分組成１または２の場合、８２０℃以上８８０℃未満の温度で５秒〜５分間保持することが好ましい。また、より光沢を求めるためにＢＡ焼鈍（光輝焼鈍）を行っても良い。
なお、さらに表面性状を向上させるために、研削や研磨等を施してもよい。
以下、上記した製造条件のうち、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍条件の限定理由について、説明する。
熱延板焼鈍条件：９００℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持
熱延板焼鈍は本発明が優れた成形性および耐リジング特性を得るために極めて重要な工程である。熱延板焼鈍における保持温度が９００℃未満では十分な再結晶が生じないうえ、フェライト単相域となるため、二相域焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない場合がある。一方、保持温度が１０５０℃を超えると、熱延板焼鈍後に生成するマルテンサイト相の体積率が減少するために、その後の冷間圧延におけるフェライト相への圧延ひずみの集中効果が低減し、フェライトコロニーの破壊が不十分となり、所定の耐リジング特性が得られない場合がある。
また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもオーステナイト相の生成とフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所望の成形性が得られない場合がある。一方、保持時間が１５分を超えるとオーステナイト相中へのＣ濃化が助長され、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が過剰に生成し熱延板靭性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍は９００℃以上１０５０℃以下の温度で、５秒〜１５分間保持する。好ましくは、９２０℃以上１０００℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する。
なお、上記した成分組成１の場合、９４０℃以上１０００℃以下の温度で５秒〜１５分間保持することがより好ましい。また、上記した成分組成２の場合、９６０℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持することがより好ましい。なお、保持時間の上限については、５分、さらには３分とすることがよりさらに好ましい。
熱延板焼鈍は本発明が優れた成形性および耐リジング特性を得るために極めて重要な工程である。熱延板焼鈍における保持温度が９００℃未満では十分な再結晶が生じないうえ、フェライト単相域となるため、二相域焼鈍によって発現する本発明の効果が得られない場合がある。一方、保持温度が１０５０℃を超えると、熱延板焼鈍後に生成するマルテンサイト相の体積率が減少するために、その後の冷間圧延におけるフェライト相への圧延ひずみの集中効果が低減し、フェライトコロニーの破壊が不十分となり、所定の耐リジング特性が得られない場合がある。
また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもオーステナイト相の生成とフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所望の成形性が得られない場合がある。一方、保持時間が１５分を超えるとオーステナイト相中へのＣ濃化が助長され、熱延板焼鈍後にマルテンサイト相が過剰に生成し熱延板靭性が低下する場合がある。そのため、熱延板焼鈍は９００℃以上１０５０℃以下の温度で、５秒〜１５分間保持する。好ましくは、９２０℃以上１０００℃以下の温度で５秒〜１５分間保持する。
なお、上記した成分組成１の場合、９４０℃以上１０００℃以下の温度で５秒〜１５分間保持することがより好ましい。また、上記した成分組成２の場合、９６０℃以上１０５０℃以下の温度で５秒〜１５分間保持することがより好ましい。なお、保持時間の上限については、５分、さらには３分とすることがよりさらに好ましい。
冷延板焼鈍条件：８００℃以上９００℃未満の温度で５秒〜５分間保持
冷延板焼鈍は熱延板焼鈍で形成したフェライト相を再結晶させるとともに、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率を所定の範囲に調整するために重要な工程である。冷延板焼鈍における保持温度が８００℃未満では、再結晶が十分に生じず所定の破断伸びを得ることができない。一方、冷延板焼鈍における保持温度が９００℃以上となる場合、マルテンサイト相が生成して鋼板が硬質化し所定の破断伸びを得ることができない。
また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所定の破断伸びを得ることができない。一方、保持時間が５分を超えると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の光沢度が低下するため表面美麗性の観点で好ましくない。そのため、冷延板焼鈍は８００℃以上９００℃未満の温度で５秒〜５分間保持とする。好ましくは、８２０℃以上９００℃未満で５秒〜５分間保持である。なお、上記した成分組成１または２の場合、８２０℃以上８８０℃未満の温度で５秒〜５分間保持することが好ましい。
冷延板焼鈍は熱延板焼鈍で形成したフェライト相を再結晶させるとともに、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率を所定の範囲に調整するために重要な工程である。冷延板焼鈍における保持温度が８００℃未満では、再結晶が十分に生じず所定の破断伸びを得ることができない。一方、冷延板焼鈍における保持温度が９００℃以上となる場合、マルテンサイト相が生成して鋼板が硬質化し所定の破断伸びを得ることができない。
また、保持時間が５秒未満の場合、所定の温度で焼鈍したとしてもフェライト相の再結晶が十分に生じないため、所定の破断伸びを得ることができない。一方、保持時間が５分を超えると、結晶粒が著しく粗大化し、鋼板の光沢度が低下するため表面美麗性の観点で好ましくない。そのため、冷延板焼鈍は８００℃以上９００℃未満の温度で５秒〜５分間保持とする。好ましくは、８２０℃以上９００℃未満で５秒〜５分間保持である。なお、上記した成分組成１または２の場合、８２０℃以上８８０℃未満の温度で５秒〜５分間保持することが好ましい。
表１に示す成分組成を有する鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉にて溶製した。これらの鋼塊を１１５０℃で１ｈ加熱後、熱間圧延を施して３．０ｍｍ厚の熱延板とした。熱間圧延後は６００℃まで水冷した後に空冷した。次いで、これらの熱延板に表２に記載の条件で熱延板焼鈍を施した後、表面にショットブラスト処理と酸洗による脱スケールを行った。さらに、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延した後、表２に記載の条件で冷延板焼鈍を行い、酸洗による脱スケール処理を行って、冷延焼鈍板を得た。
かくして得られた冷延焼鈍板について以下の評価を行った。
かくして得られた冷延焼鈍板について以下の評価を行った。
（１）Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率
Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率測定はＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー[日本電子JXA-8200]）を用いて行った。冷延焼鈍板の幅中央部から幅１０ｍｍ長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面が露出するように樹脂に埋め込んで表面を鏡面研磨した。この埋込試料の板厚１／４部において、２００μｍ×２００μｍの領域の組織像（反射電子像）を撮影した。次いで、撮影した領域に存在するすべての結晶粒についてスポット分析を実施して、ＣおよびＮ濃度を測定した[加速電圧１５ｋＶ, 照射電流１×１０-7Ａ, スポット径：０．５μｍ]。なお、スポット分析の際には、予めＣおよびＮ含有量が明らかな試料で測定した検量線に基づいて定量値を補正した。各結晶粒のＣおよびＮ濃度測定が完了したら、別途湿式分析によって求めたＣおよびＮの鋼中含有量（ＣCおよびＣNとする）と比較して、Ｃ濃度が２ＣC以上および／またはＮ濃度が２ＣN以上のフェライト結晶粒をＣ・Ｎ濃化粒と判定した。ついで、上記組織像におけるＣ・Ｎ濃化粒の面積率を算出して、これをＣ・Ｎ濃化粒の体積率とした。
なお、発明例ではいずれも、Ｃ・Ｎ濃化粒と非濃化粒の複合組織（フェライト相）が得られており、フェライト相以外の組織は組織全体に対する体積率で１％未満であった。
Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率測定はＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー[日本電子JXA-8200]）を用いて行った。冷延焼鈍板の幅中央部から幅１０ｍｍ長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面が露出するように樹脂に埋め込んで表面を鏡面研磨した。この埋込試料の板厚１／４部において、２００μｍ×２００μｍの領域の組織像（反射電子像）を撮影した。次いで、撮影した領域に存在するすべての結晶粒についてスポット分析を実施して、ＣおよびＮ濃度を測定した[加速電圧１５ｋＶ, 照射電流１×１０-7Ａ, スポット径：０．５μｍ]。なお、スポット分析の際には、予めＣおよびＮ含有量が明らかな試料で測定した検量線に基づいて定量値を補正した。各結晶粒のＣおよびＮ濃度測定が完了したら、別途湿式分析によって求めたＣおよびＮの鋼中含有量（ＣCおよびＣNとする）と比較して、Ｃ濃度が２ＣC以上および／またはＮ濃度が２ＣN以上のフェライト結晶粒をＣ・Ｎ濃化粒と判定した。ついで、上記組織像におけるＣ・Ｎ濃化粒の面積率を算出して、これをＣ・Ｎ濃化粒の体積率とした。
なお、発明例ではいずれも、Ｃ・Ｎ濃化粒と非濃化粒の複合組織（フェライト相）が得られており、フェライト相以外の組織は組織全体に対する体積率で１％未満であった。
（２）ビッカース硬さ
ビッカース硬さ評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に従って行った。冷延焼鈍板の幅中央部から幅１０ｍｍ長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面が露出するように樹脂に埋め込んで表面を鏡面研磨した。次いで、ビッカース硬さ計を用いて、この断面の板厚１／４部の硬さを荷重１ｋｇｆ（≒９．８Ｎ）で１０点測定し、平均値をその鋼のビッカース硬さとした。
ビッカース硬さ評価は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に従って行った。冷延焼鈍板の幅中央部から幅１０ｍｍ長さ１５ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面が露出するように樹脂に埋め込んで表面を鏡面研磨した。次いで、ビッカース硬さ計を用いて、この断面の板厚１／４部の硬さを荷重１ｋｇｆ（≒９．８Ｎ）で１０点測定し、平均値をその鋼のビッカース硬さとした。
（３）破断伸び
冷延焼鈍板から、圧延直角方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、破断伸びを測定した。破断伸びが３０％以上の場合を非常に優れた伸びで合格（◎◎）、２８％以上の場合を特に優れた伸びで合格（◎）、２５％以上２８％未満の場合を合格（○）、２５％未満の場合を不合格（×）とした。
冷延焼鈍板から、圧延直角方向が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ １３Ｂ号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、破断伸びを測定した。破断伸びが３０％以上の場合を非常に優れた伸びで合格（◎◎）、２８％以上の場合を特に優れた伸びで合格（◎）、２５％以上２８％未満の場合を合格（○）、２５％未満の場合を不合格（×）とした。
（４）耐リジング特性
冷延焼鈍板から、圧延方向に平行な方向が試験片の長手となるようにＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、その表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、２０％の引張ひずみを付与した。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、表面粗度計を用いて、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねりＷａを、測定長１６ｍｍ、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で測定した。Ｗａが２．０μｍ以下の場合を特に優れた耐リジング特性で合格（◎）、２．０μｍ超２．５μｍ以下の場合を合格（○）、２．５μｍ超の場合を不合格（×）とした。
冷延焼鈍板から、圧延方向に平行な方向が試験片の長手となるようにＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、その表面を＃６００のエメリーペーパーを用いて研磨した後、引張試験をＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠して行い、２０％の引張ひずみを付与した。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、表面粗度計を用いて、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１年）で規定される算術平均うねりＷａを、測定長１６ｍｍ、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で測定した。Ｗａが２．０μｍ以下の場合を特に優れた耐リジング特性で合格（◎）、２．０μｍ超２．５μｍ以下の場合を合格（○）、２．５μｍ超の場合を不合格（×）とした。
（５）耐食性
冷延焼鈍板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈ、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００［％］）を算出した。発錆率が２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
上記（１）〜（５）の評価結果を表２に併記する。
冷延焼鈍板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした後に端面部をシールした試験片を作製し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定された塩水噴霧サイクル試験に供した。塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（５質量％ＮａＣｌ、３５℃、噴霧２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度４０％）→湿潤（５０℃、２ｈ、相対湿度≧９５％）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験を８サイクル実施後の試験片表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片全面積との比率から発錆率（（試験片中の発錆面積／試験片全面積）×１００［％］）を算出した。発錆率が２５％以下を合格（○）、２５％超を不合格（×）とした。
上記（１）〜（５）の評価結果を表２に併記する。
表２より、発明例ではいずれも、成形性および耐リジング特性に優れるとともに、耐食性についても優れていることが分かる。
一方、比較例No.25、No.26は、Ｃ含有量またはＮ含有量が適正範囲を下回るため、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率が低下し、耐リジング特性に劣る。比較例No.27は、Ｃ含有量およびＮ含有量が適正範囲を上回るため、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率が適正範囲を上回り、破断伸びに劣るうえ、耐食性にも劣る。
比較例No.28はＳｉ含有量が適正範囲を上回るため、破断伸びに劣るうえ、熱延板焼鈍時にマルテンサイト相が十分に生成せず、耐リジング特性に劣る。比較例No.29はＭｎ含有量が適正範囲を上回るため、耐食性に劣る。比較例No.30はＣｒ含有量が適正範囲を下回るため、耐食性に劣る。比較例No.31はＣｒ含有量が適正範囲を上回るため、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率が適正範囲を下回り、耐リジング特性に劣る。
比較例No.28はＳｉ含有量が適正範囲を上回るため、破断伸びに劣るうえ、熱延板焼鈍時にマルテンサイト相が十分に生成せず、耐リジング特性に劣る。比較例No.29はＭｎ含有量が適正範囲を上回るため、耐食性に劣る。比較例No.30はＣｒ含有量が適正範囲を下回るため、耐食性に劣る。比較例No.31はＣｒ含有量が適正範囲を上回るため、Ｃ・Ｎ濃化粒の体積率が適正範囲を下回り、耐リジング特性に劣る。
また、比較例No.32およびNo.36は、熱延板焼鈍の保持温度および保持時間が適正範囲外となり、熱延板焼鈍で十分な量のマルテンサイト相が生成しないため、耐リジング特性に劣る。No.33およびNo.37は、熱延板焼鈍の保持温度が適正範囲を下回るため、冷延焼鈍板でのＣ・Ｎ濃化粒の体積率が十分でなく、耐リジング特性に劣る。
比較例No.34およびNo.38は、冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を下回るため、再結晶が十分でなく硬度が高く、破断伸びに劣る。比較例No.35およびNo.39では、冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を上回るため、硬質なマルテンサイト相が生成し硬度が高く、破断伸びに劣る。
以上のことから、本発明に従えば、優れた耐リジング特性および成形性を有し、さらには耐食性にも優れるステンレス鋼が得られることがわかる。
比較例No.34およびNo.38は、冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を下回るため、再結晶が十分でなく硬度が高く、破断伸びに劣る。比較例No.35およびNo.39では、冷延板焼鈍の保持温度が適正範囲を上回るため、硬質なマルテンサイト相が生成し硬度が高く、破断伸びに劣る。
以上のことから、本発明に従えば、優れた耐リジング特性および成形性を有し、さらには耐食性にも優れるステンレス鋼が得られることがわかる。
本発明により得られるフェライト系ステンレス鋼は、張出しを主体としたプレス成形品や高い表面美麗性を要求される用途、例えば厨房器具や食器への適用に特に好適である。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ:０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ:０．０１〜１．００％、Ｍｎ:０．０１〜１．０％、Ｐ:０．０４０％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ｃｒ:１５．５〜１８．０％、Ｎｉ:０．０１〜１．０％、Ａｌ:０．００１〜０．０５％およびＮ:０．００５〜０．０６％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、
また、組織は、フェライト相と、組織全体に対する体積率が合計で１％未満のフェライト相以外の組織からなり、
上記フェライト相は、Ｃ濃度：２ＣＣ以上、Ｎ濃度：２ＣＮ以上のうち、いずれか一方または両方を満足するフェライト結晶粒が組織全体に対する体積率で５％以上５０％以下であり、
ビッカース硬さが１８０以下であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、フェライト系ステンレス鋼。
ここで、ＣＣおよびＣＮは、それぞれＣおよびＮの鋼中含有量（質量％）である。 - 前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ:０．０１〜１．０％、Ｍｏ:０．０１〜０．５％およびＣｏ:０．０１〜０．５％のうちから選ばれる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。
- 前記成分組成が、さらに質量％で、Ｖ:０．０１〜０．２５％、Ｔｉ:０．００１〜０．１０％、Ｎｂ:０．００１〜０．１０％、Ｃａ:０．０００２〜０．００２０％、Ｍｇ:０．０００２〜０．００５０％、Ｂ:０．０００２〜０．００５０％およびＲＥＭ:０．０１〜０．１０％のうちから選ばれる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。
- 前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０３０質量％、Ｓｉの含有量が０．２５質量％以上０．４０質量％未満、Ｍｎの含有量が０．０５〜０．３５質量％であり、
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上３０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが２８％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０２５質量％、Ｓｉの含有量が０．０５質量％以上０．２５質量％未満、Ｍｎの含有量が０．６０〜０．９０質量％、Ｎの含有量が０．００５〜０．０２５質量％であり、
前記フェライト結晶粒の体積率が５％以上２０％以下であり、
圧延方向に対して直角方向の破断伸びが３０％以上であり、リジング高さが２．５μｍ以下である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 請求項１〜５のいずれか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼を製造するための方法であって、
請求項１〜５のいずれか一項に記載の成分組成からなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板とする工程と、
前記熱延板を９２０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で５秒〜１５分間保持する熱延板焼鈍を行い、熱延焼鈍板とする工程と、
前記熱延焼鈍板を冷間圧延し、冷延板とする工程と、
前記冷延板を８００℃以上９００℃未満の温度範囲で５秒〜５分間保持する冷延板焼鈍を行う工程とをそなえる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。 - 前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０３０質量％、Ｓｉの含有量が０．２５質量％以上０．４０質量％未満、Ｍｎの含有量が０．０５〜０．３５質量％であり、
前記熱延板焼鈍における保持温度が９４０℃以上１０００℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、請求項６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。 - 前記成分組成におけるＣの含有量が０．００５〜０．０２５質量％、Ｓｉの含有量が０．０５質量％以上０．２５質量％未満、Ｍｎの含有量が０．６０〜０．９０質量％、Ｎの含有量が０．００５〜０．０２５質量％であり、
前記熱延板焼鈍における保持温度が９６０℃以上１０５０℃以下であり、
前記冷延板焼鈍における保持温度が８２０℃以上８８０℃未満である、請求項６に記載のフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
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