JP2017508067A - 成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents

成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明はＴｉ及びＮを添加して微細な粒度で鋳造が可能であり、結晶方位を制御して成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０２５％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、下記の式（１）及び（２）を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する過程；スラブから粗圧延及び仕上圧延工程によって熱延鋼板を製造する過程；熱延鋼板の温度が８７５〜１０２５℃となるように連続焼鈍工程で１次熱処理する過程；及び熱延鋼板から冷間圧延工程によって冷延鋼板を製造する過程；を含む。１．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）【選択図】 図４

Description

本発明はフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に係り、より詳しくは、Ｔｉ及びＮを添加して微細な粒度に鋳造可能であり、結晶方位を制御して成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
一般に、フェライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価で、表面光沢、ドローイング性、及び耐酸化性に優れて、厨房用品、建築外装材、家電製品、電子部品などに広く使われている。
フェライト系ステンレス鋼は、前記のような用途の部品に適用するために成形加工するときに、圧延方向に平行にしわ状の表面欠陷が発生し、このような現象をリッジング（ｒｉｄｇｉｎｇ）という。
リッジングの発生原因は根本的には粗大な鋳造組職に起因する。すなわち、鋳造組職が圧延又は焼鈍工程で破壊されないで粗大なバンド組職として残留する場合、引張加工時に周りの再結晶組職とは違う幅及び厚さ方向への変形挙動することによってリッジング欠陷として現れる。
このようなリッジング欠陷は製品の外観を悪くするため、成形後にリッジングが発生した部分にさらに研磨工程が必要となり、最終製品の製造コストを上昇させる原因となる。
フェライト系ステンレス鋼の１種であるＳＴＳ ４３０鋼は、約１６重量％のクロム（Ｃｒ）を含む鋼で、フェライト系ステンレス鋼の代表的な鋼種であり、家庭用洋食器及び家電製品の部品用に広く使われている。
ＳＴＳ ４３０鋼は多くのフェライト系ステンレス鋼の中では耐リッジング性に優れているが、依然としてリッジング欠陷が発生するため、研磨費用の節減あるいはリッジングによって引き起こされる機械的欠陥減少のために、リッジング低減フェライト系ステンレス鋼が継続的に要求されている実情である。
ＳＴＳ ４３０鋼の耐リッジング性がほかのフェライト系ステンレス鋼に比べて相対的に優れている理由は、鋳造後から熱延完了までの区間で２５〜４０％のオーステナイト変態を経るからである。
前述したように、フェライト系ステンレス鋼でリッジングが発生する理由は、鋳造時に形成される粗大な組職のためであるが、ＳＴＳ ４３０鋼においては一部のオーステナイト変態によってこのような鋳造組織が多少除去されてリッジングの発生が緩和される。
従来の鋼の組成、圧延条件、焼鈍条件を適正にし、特有の集合組職が発達するように制御して耐リッジング性を向上させたフェライト系ステンレス鋼板及び製造方法については、「面内異方性が小さく、耐リッジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法（特許文献１参照）」などに具体的に知られている。
一方、バッチ焼鈍を実施して表面品質に優れたフェライト系ステンレス鋼板及び製造方法については「表面品質に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法（特許文献２参照）」などに具体的に開示されている。
しかし、前記のような先行文献は、オーステナイト変態区間を有するフェライト系ステンレス鋼は熱間圧延後にオーステナイト組職の分解のためのバッチ焼鈍熱処理が必須であるが、このために費用がかかって生産コストを上昇させ、製造時間が増大するという問題点を持っていた。
また、熱間圧延後にバッチ焼鈍熱処理を実施するため、生産コスト及び製造時間が増加し、生産性が低下する問題点を解決することができなく、製造時間が増加することによって生産性が低下する問題点を持っていた。
韓国公開特許１０−１９９７−００１５７７５号公報 韓国公開特許１０−２０１１−００７７０９５号公報
上記のような問題を解決するための本発明は、バッチ焼鈍熱処理工程を省略し、連続焼鈍熱処理が可能になってコストを節減するとともに、耐リッジング性及び成形性を向上させることができる成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法を提供する。
本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０２５％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、下記の式（１）及び（２）を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する過程；前記スラブから粗圧延及び仕上圧延工程によって熱延鋼板を製造する過程；前記熱延鋼板の温度が８７５〜１０２５℃となるように連続焼鈍工程で１次熱処理する過程；及び前記熱延鋼板から冷間圧延工程によって冷延鋼板を製造する過程；を含む。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
好ましくは、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、Ｃｒ：１４．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１２〜０．０３％、Ｔｉ：０．１５〜０．３％、及びＡｌ：０．１５％以下（０％除外）であり、
下記の式（３）及び（４）を満たすことを特徴とすることができる。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦５−−−−−−−（３）
８≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（４）
前記スラブを製造する過程において、連続鋳造工程は、１５３０〜１５５０℃の温度で０．７〜１．０ｍ／ｍｉｎの速度に制御しながら、電磁撹拌装置（ＥＭＳ；Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｔｉｒｒｅｒ）の電流範囲を８００〜１７００Ａに制御することが好ましい。
前記スラブは１１８０〜１２４０℃に加熱されて熱延鋼板に製造されることを特徴とする。
好ましくは、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記冷延鋼板を冷延連続焼鈍工程によって７７５〜９２５℃となるように２次熱処理する過程；をさらに含むことができる。
本発明の第２実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、Ｃｒ：１２．５〜１６．５％、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｎ：０．０１〜０．５％であり、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＮｉ：０．０１〜０．５％をさらに含むことができる。
前記熱延鋼板の結晶粒は１５０μｍ以下（０μｍ除外）であることが好ましい。
好ましくは、本発明の第２実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、７７５℃以上かつ９２５℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）を行うことを特徴とすることができる。
一方、本発明の第３実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、７７５℃以上かつ８５０℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）を行うことを特徴とすることができる。
本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、下記の式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｒ：１４．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１２〜０．０３％、Ｔｉ：０．１５〜０．３％、及びＡｌ：０．１５％以下（０％除外）であり、下記の式（３）及び（４）を満たすことを特徴とすることができる。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦５−−−−−−−（３）
８≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（４）
本発明の第２実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、Ｃｒ：１２．５〜１６．５％、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｎ：０．０１〜０．５％であり、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＮｉ：０．０１〜０．５％をさらに含むことができる。
好ましくは、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、結晶方位｛１１１｝＜１１２＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ａ種の分率ｆ（Ａ）と結晶方位｛１１１｝＜１１０＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｂ種の分率ｆ（Ｂ）の比ｆ（Ａ）／ｆ（Ｂ）が３．０未満であることを特徴とすることができる。
また、結晶方位｛１１３｝＜３６１＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｃ種の分率が１５％以下であり、結晶方位｛１１１｝／／ＮＤから角度が１５°以下である結晶粒Ｄ種の分率が３５％以上であることを特徴とすることができる。
一方、結晶粒の大きさは４０μｍ以下（但し、０μｍ除外）であることを特徴とすることができる。
好ましくは、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、最大リッジング幅が２μｍ以下、最大リッジング高さが１５μｍ以下であることを特徴とすることができる。
本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、鋳造組職の等軸晶部と柱状晶部が１：２の体積比で形成され、等軸晶部の平均粒度が０ｍｍ超過かつ１．５ｍｍ以下であり、柱状晶部の平均粒度が２．０〜６．０ｍｍであるスラブから製造されることができる。
前記熱延鋼板の結晶粒は冷間圧延方向の結晶粒の長さ／厚さの比が１．５〜３．０の範囲を満たすことが好ましい。
本発明の実施例によると、Ｔｉ、Ｎ及びＣの含量を制御するとともに結晶方位を制御して、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼を提供することができる。
また、製品成形時に表面欠陷が生成することを防止して、生産製品の品質を向上させることができる効果がある。
また、バッチ焼鈍熱処理工程を省略することができるので、コストを節減し、生産性を向上させることができる効果がある。
本発明の一実施例による１次熱処理温度とリッジング発生の関係を示したグラフである。 本発明の一実施例による１次熱処理後の結晶粒の大きさとリッジング発生の関係を説明するためのグラフである。 鋳造組職のタイプ別等軸晶部と柱状晶部の形成を比較説明するための図である。 本発明の一実施例による２次熱処理温度とリッジング発生の関係を示したグラフである。 本発明の一実施例による２次熱処理後の結晶粒の大きさとリッジング発生の関係を説明するためのグラフである。 本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及び比較鋼の鋳造組職粒度分布を示すグラフである。 本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼において｛１１３｝＜３６１＞方位付近の結晶粒分率と耐リッジング性の関係を示す図である。 本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の｛１１３｝＜３６１＞方位付近の結晶粒を示す比較例と比較するための図である。 比較例の｛１１３｝＜３６１＞方位付近の結晶粒を示す図である。 本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼から製造された冷延製品の｛１１１｝／／ＮＤ方位付近の結晶粒分率と成形性の関係を示す図である。 本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の冷延製品微細組職の｛１１１｝／／ＮＤ方位付近の結晶粒を示す比較例と比較するための図である。 比較例の冷延製品微細組職の｛１１１｝／／ＮＤ方位付近の結晶粒を示す図である。 冷間圧延後の焼鈍熱処理において焼鈍温度と｛１１３｝＜３６１＞方位付近の結晶粒分率の関係を示す図である。 冷間圧延後の焼鈍熱処理において焼鈍温度と｛１１１｝／／ＮＤ方位付近の結晶粒分率の関係を示す図である。 一般的なフェライト系ステンレス鋼から洋食器（Φ＝２７０ｍｍ、Ｈ＝１５０ｍｍ）を成形した後の表面性状を示す図である。 本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼から洋食器（Φ＝２７０ｍｍ、Ｈ＝１５０ｍｍ）を成形した後の表面性状を示す図である。 本発明の一実施例による成形後、リッジング谷の最大幅及び深みを説明するためのグラフである。 本発明の実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼と一般的なフェライト系ステンレス鋼の成形加工後のリッジングを比較するための図である。 比較鋼と本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の最終冷延焼鈍後、０．５ｍｍ厚さを有する素材のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）面の平均結晶粒度形状及び結晶粒度の分布の比較を示す図である。
以下、添付図面に基づいて本発明の好適な実施例を詳細に説明するが、本発明が実施例によって制限されるか限定されるものではない。参照として、この説明で同一符号は実質的に同一の要素を指し、このような規則下で他の図面に記載された内容を引用して説明することができ、当業者に明らかであると判断されるか繰り返される内容は省略することができる。
本発明の一実施形態による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する過程と、熱延鋼板を製造する過程と、１次熱処理する過程と、冷延鋼板を製造する過程とからなる。
スラブを製造する過程は、重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０２５％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含むとともに下記の式（１）及び（２）を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
一般に、フェライト系ステンレス鋼においてリッジングを引き起こす原因としては、鋳造時に形成される粗大な結晶粒が熱延時に除去されずに圧延されることを挙げることができる。このような結晶粒は最終製品が製造される冷間圧延後の焼鈍熱処理において除去が容易でなく成形性を阻害する結晶粒群を形成する。
一方、一般的にＮが含有された一般的なフェライト系ステンレス鋼においてはバッチ焼鈍（ＢＡＦ：Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）熱処理によってクロム−窒化物のために形成されるクロム欠乏層の解消が必須である。
クロム欠乏層が解消されなければ、耐食性及び表面光沢の劣化を引き起こす問題点を持っていた。
本発明においては、チタン（Ｔｉ）の添加によってＴｉＮ化合物による微細な等軸晶が形成され、粗大な結晶粒が除去された鋳造組職を得ることができる。また、クロム−窒化物の含量を低めてバッチ焼鈍（ＢＡＦ）熱処理を実施しなくても耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を製造することができることを要旨とする。
したがって、通常のフェライト系ステンレス鋼とは異なり、Ｎ／Ｃ比を高く制御し、ＴｉＮ化合物の形成を促進することにより、等軸晶粒度が微細なフェライト系ステンレス鋼の製造が可能になり、耐リッジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造が可能である。
また、Ｎ含量が高いにもかかわらず、Ｔｉを添加して基地に固溶されるＮ含量を制御することにより、伸び率の劣化なしに成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造が可能であるからである。
その後、熱延鋼板を製造する過程でスラブから粗圧延及び仕上圧延工程で熱延鋼板を製造した後、１次熱処理する過程で連続焼鈍を実施した後、冷延鋼板を製造する過程で冷間圧延を実施して製造する。
１次熱処理する過程は、８７５〜１０２５℃の温度で連続焼鈍を実施することが好ましい。
その理由は、図１に示したように、連続焼鈍時に８７５℃未満の焼鈍温度で連続焼鈍を実施する場合、ＴｉＣ、ＴｉＮなどの析出物による再結晶邪魔によって再結晶が難しく、焼鈍温度が１０２５℃を超えて連続焼鈍を実施する場合、結晶粒が過度に成長することによってリッジングの発生を増加させるからである。
したがって、１次熱処理時の焼鈍温度は８７５〜１０２５℃に制限することが好ましい。よって、１次熱処理後、結晶粒の大きさを１５０μｍ以下に制限して、耐リッジング性を向上させることができることが分かる。
一方、本発明において、焼鈍温度とは、素材が連続焼鈍炉を通過するうちに加熱されて最大温度に到逹した後、連続焼鈍炉から出てから冷却される直前までの温度の平均値を意味する。
また、最大温度は一時的に測定される過度な値ではなく、通常的な範囲で素材が置かれる最大温度を意味し、リッジング高さとは熱間圧延後に連続焼鈍した素材を引き続いて冷間圧延及び連続焼鈍し、１５％引張後、表面で引張方向に垂直な方向に表面粗度を測定したときの最大高さと最低高さの差を意味する。
以下、本発明の第１実施例について説明する。
本発明の第１実施例による連続鋳造過程は、Ｃｒ：１４．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１２〜０．０３％、Ｔｉ：０．１５〜０．３％、Ａｌ：０．１５％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及びその他の不可避な不純物からなり、ＴｉとＮ及びＣとＮの分率は下記の式（３）及び（４）を満たすことを特徴とする。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦５−−−−−−−（３）
８≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（４）
以下、本発明による第１実施例において成分含量の数値限定理由について説明する。以下では特に言及がない限り、単位は重量％である。
Ｃｒ：１２．５〜１８．５％
クロム（Ｃｒ）の量は１４．５重量％〜１８．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を向上させるために添加する合金元素で、クロムが１４．５重量％未満で含まれる場合、本発明の組成範囲ではフェライト系ステンレス鋼の耐食性が低下して問題となる。一方、クロムが１８．５重量％を超えて含まれる場合は、スラブを熱間圧延する過程で仕上圧延のロール負荷の増加及び熱延性欠陷（Ｓｔｉｃｋｉｎｇ）が発生する可能性が高く、製造コストを無駄に増加させるからである。
したがって、本発明による実施例において、クロムは１４．５重量％〜１８．５重量％に限定する。
Ｃ：０〜０．０１０％（但し、０％除外）
炭素（Ｃ）の量は０％を超えるが０．０１０重量％以下であることが好ましい。
なぜなら、炭素（Ｃ）は鋼のオーステナイト安定化及び固溶強化元素で、０．０１０重量％を超える場合、オーステナイト分率を増加させ、固溶強化現象によって伸び率が低下して製品の成形性を低下させ、耐食性を減少させる問題があり、低塑性変形区間でのストレッチャーストレイン（ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ ｓｔｒａｉｎ）の欠陷を防止することができるからである。
この際、伸び率はフェライト系ステンレス鋼の冷延製品の加工性を表す品質特性の一つで、広く通用される用語であり、フェライト系ステンレス鋼の冷延製品を１軸引張したときに破断される瞬間まで伸びた量を初期長さで分けた値から計算する。
Ｎ：０．０１２〜０．０３０％
窒素（Ｎ）の量は好ましくは０．０１２重量％〜０．０３０重量％、より好ましくは０．０１５重量％〜０．０２３重量％添加することが好ましい。
なぜなら、窒素（Ｎ）は鋳造及び凝固の際にＴｉと結合してＴｉＮ化合物を形成することにより、スラブの微細組職を微細化させる効果がある本発明において重要な役目をする元素で、０．０１重量％以上添加するが、窒素が０．０３０重量％を超えて多量添加されれば、加工性を阻害させるだけでなくＴｉＮによるＳｃａｂ欠陷を発生させることができ、加工性阻害の問題と冷延製品のストレッチャーストレイン（Ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ Ｓｔｒａｉｎ）の原因となるからである。
特に、窒素の添加量を０．０１５重量％〜０．０２３重量％に制御すれば、成形後のリッジング谷の最大幅（Ｍａｘ Ａ）は０．７〜１．２μｍ、リッジング最大高さ（Ｍａｘ Ｂ）は８〜１４μｍに制御することができ、等軸晶の粒度を０．７〜１．５ｍｍに微細にする効果がある。
Ｓｉ：０〜０．５％（但し、０％除外）
シリコン（Ｓｉ）の量は０％を超えるが０．５重量％以下であることが好ましい。
なぜなら、シリコン（Ｓｉ）は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素であるので、微量含有することが好ましいが、０．５重量％を超えて多量含有すれば、素材の硬化を引き起こして軟性を低下させるため、０．５重量％以下に限定する。
Ｍｎ：０〜０．５％（但し、０％除外）
マンガン（Ｍｎ）の量が０％を超えるが０．５重量％以下であることが好ましい。
なぜなら、マンガン（Ｍｎ）は鋼中に不可避に含まれる不純物であるが、多量で含まれる場合、熔接時にマンガン系ヒューム（ｆｕｍｅ）が発生し、ＭｎＳ相の析出原因となって伸び率を低下させるため、本発明による実施例においてはＭｎの含量を前記範囲に限定する。
Ｔｉ：０．１５〜０．３％
チタン（Ｔｉ）の量は０．１５重量％〜０．３０重量％であることが好ましい。
なぜなら、チタン（Ｔｉ）は鋳片組職の等軸晶粒度を微細化させる重要な役目をする元素で、炭素、窒素などを固定させて加工性を向上させる役目をするので、０．１５重量％以上で添加する。一方、チタンが０．３０重量％を超えて添加される場合には、ステンレス鋼の製造コストを増加させ、冷延製品のスライバー（ｓｌｉｖｅｒ）欠陷の原因となるため、本発明による実施例においては、Ｔｉの含量を前記範囲に限定する。
Ａｌ：０〜０．１５％（但し、０％除外）
アルミニウム（Ａｌ）の量は０％を超えるが０．１５重量％以下であることが好ましい。
なぜなら、アルミニウム（Ａｌ）は製鋼時に脱酸剤として添加される元素であるが、０．１５重量％を超えて添加される場合には、非金属介在物として存在して冷延ストリップのスライバー欠陷の原因となり、熔接性の低下を引き起こすため、本発明による実施例においてＡｌの含量を前記範囲に限定する。
前述した元素を除いた残りの元素は鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避な不純物でなる。
好ましくは、本発明の第１実施例による連続鋳造過程は１５３０〜１５５０℃の温度で０．７〜１．０ｍ／ｍｉｎの速度で制御する。この際、電磁撹拌装置（ＥＭＳ；Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｔｉｒｒｅｒ）の電流範囲を８００〜１７００Ａに制御することが好ましい。
なぜなら、図３に示したように、スラブの鋳造組職形状がＴＹＰＥ−IIIのように厚さ方向に３等分で区画されるとき、平均粒度が１．５ｍｍ以下（０ｍｍ除外）である等軸晶部が中心部に総厚さの約１／３の厚さに形成され、それぞれ平均粒度は２．０〜６．０ｍｍである柱状晶部が等軸晶部の両端から表層部まで形成されることができるからである。
すなわち、中心部の等軸晶部を微細に形成することにより、素材の耐リッジング性を向上させる効果があり、ＴＹＰＥ−Ｉ及びIIについては後述する。
このように、製造されたスラブは１１８０〜１２４０℃に加熱されて熱延鋼板に製造される。
以下、本発明の第２実施例について説明する。
本発明の第２実施例による、連続鋳造過程は、Ｃｒ：１２．５〜１６．５％、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、ＴｉとＮ及びＣとＮの分率は前記式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする。
以下では、本発明による第２実施例の成分含量の数値限定理由について説明する。
Ｃｒ：１２．５〜１６．５％
クロム（Ｃｒ）の量は１２．５重量％〜１６．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、クロム（Ｃｒ）は鋼の耐食性を向上させるために添加する合金元素で、前記クロムが１２．５重量％未満で含まれる場合には、フェライト系ステンレス鋼の耐食性が低下し、１６．５重量％を超えて含まれる場合には、製造コストを無駄に増加させるからである。
したがって、本発明による実施例において前記クロムは１２．５〜１６．５重量％に限定する。
Ｃ：０．００１〜０．０２５％
炭素（Ｃ）の量は０．００１重量％〜０．０２５重量％であることが好ましい。
なぜなら、炭素（Ｃ）は鋼のオーステナイト安定化元素で、オーステナイト分率を最大化する作用をするため、制限が必要であり、かつ炭素（Ｃ）は固溶強化元素で、０．０２５重量％を超える場合、伸び率を低下させて製品の加工性を低下させ、耐食性を減少させ、０．００１重量％未満の場合、付加の精錬費用を発生させるからである。
この際、前記伸び率は前記第１実施例で説明したようである。
Ｎ：０．０１〜０．０５％
窒素（Ｎ）の量は０．０１重量％〜０．０５重量％であることが好ましい。
なぜなら、窒素（Ｎ）は鋳造及び凝固の際にＴｉと結合してＴｉＮ化合物を形成することによってスラブの微細組職を微細化させる効果がある、本発明において重要な役目をする元素で、０．０１重量％以上添加するが、前記窒素が０．０５重量％を超えて多量添加されれば、加工性を阻害させるだけでなく、冷延製品のストレッチャーストレイン（Ｓｔｒｅｔｃｈｅｒ Ｓｔｒａｉｎ）の原因となるからである。
Ｔｉ：０．０５〜０．４０％
チタン（Ｔｉ）の量は０．０５重量％〜０．４０重量％であることが好ましい。
その理由は、チタン（Ｔｉ）は鋳片組職の等軸晶粒度を微細化させる重要な役目をする元素として、炭素、窒素などを固定させて加工性を向上させる役目をするので、０．０５重量％以上添加する。一方、前記チタンが０．４０重量％を超えて添加される場合には、ステンレス鋼の製造コスト増加及び冷延製品のスライバー（ｓｌｉｖｅｒ）欠陷の原因となるからである。
Ａｌ：０．０１〜０．２％
アルミニウム（Ａｌ）の量は０．０１重量％〜０．２重量％であることが好ましい。
なぜなら、アルミニウム（Ａｌ）は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、０．０１重量％以上で含有されるが、アルミニウムが０．３重量％を超えて添加される場合には、非金属介在物として存在して冷延ストリップのスライバー欠陷の原因となり、熔接性低下を引き起こすからである。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）の量は０．０１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、シリコン（Ｓｉ）は製鋼時に脱酸剤として添加される元素で、フェライト安定化元素なので、０．０１重量％以上で含有されることが良い。一方、０．５重量％を超えて多量で含有されれば、素材の硬化を引き起こして軟性を低下させる問題点を有するからである。
Ｍｎ：０．０１〜０．５％
マンガン（Ｍｎ）の量は０．０１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、マンガン（Ｍｎ）は鋼中に不可避に含まれる不純物であるが、多量で含まれる場合、熔接時にマンガン系ヒューム（ｆｕｍｅ）が発生し、ＭｎＳ相の析出の原因となって伸び率を低下させるからである。
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
銅（Ｃｕ）の量は０．０１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、銅（Ｃｕ）は鋼中に不可避に含まれる不純物で、０．０１％以上添加されることで耐食性が改善される効果を有するが、０．５％を超えて添加されれば、加工性が低下する問題点を有するからである。
Ｍｏ：０．００１〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）の量は０．００１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、モリブデン（Ｍｏ）は０．０１０％以上添加されて、耐食性、特に耐孔食性を向上させる効果があるが、高価の元素で０．５％を超えて添加される場合、製造コストを上昇させ、加工性を低下させる問題点を有するからである。
Ｎｂ：０．００１〜０．５％
ニオブ（Ｎｂ）の量は０．００１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、ニオブ（Ｎｂ）は高価の元素で、０．００１％以上が添加されて、固溶Ｃ、Ｎを炭窒化物として析出させて耐食性改善及び成形性向上に効果を有するが、０．５％を超えて多量で添加されれば、介在物による外観不良及び靱性低下をもたらし、製造コストを上昇させる問題点を有するからである。
Ｎｉ：０．０１〜０．５％
ニッケル（Ｎｉ）の量は０．０１重量％〜０．５重量％であることが好ましい。
なぜなら、ニッケル（Ｎｉ）は鋼中に不可避に含まれる不純物で、０．０１％以上が添加されて耐食性を向上させる効果を有するが、多量で添加されれば、オーステナイト安定化度が増加し、高価の元素で、製造コストを上昇させる問題点を有するからである。
前述した元素を除いた残りの元素は鉄（Ｆｅ）及びその他の不可避な不純物でなる。
図３及び図４に示したように、比較例であるＴＹＰＥ−Iの鋳造組職はＡｌ脱酸をするが、Ｔｉ、Ｎの割合及びそれぞれの量が適正化されなかった場合に現れる現象であり、これはＮの含量が通常０．００５〜０．０１重量％範囲のＴｉ添加鋼で現れる鋳造組職である。
また、さらに他の比較例であるＴＹＰＥ−IIの鋳造組職はＡｌ＋Ｔｉ複合脱酸又はＭｇ系脱酸を実施した場合、等軸晶率が８０％以上に向上した鋳造組職を示す。これは等軸晶率の向上には大きな利点があるが、複合脱酸又はＭｇ系脱酸などの複雑なプロセスで、製造コストの上昇をもたらし、等軸晶粒度の微細化には大きな効果を奏することができない。
一般に、スラブの表層部から中心部の半分位置（１／４ｔ地点）までの鋳造組職は熱延工程で破壊されるため、実際に耐リッジング性を改善するためには、中心部の半分位置（１／４ｔ地点）から中心部の等軸晶部までの鋳造組職の微細化がもっと効果的である。
本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の鋳造組職はＴＹＰＥ−IIIのような形態に形成され、このようなＴＹＰＥ−IIIの鋳造組職はＡｌ単独脱酸及びＮ含量０．０１２〜０．０３重量％によってなるＴｉ添加鋼から得られる。
本発明で得られた鋳造組職の特徴は、熱延区間で破壊されやすい部位（表層部から中心部の半分位置（１／４ｔ地点））は柱状晶組職を有するが、熱延工程で破壊されにくい部位（中心部の半分位置（１／４ｔ地点）から中心部）の等軸晶部の鋳造組職が１．５ｍｍ以下となることを確認することができる。
前記のように鋳造されたスラブは、熱延鋼板を製造する過程で粗圧延及び仕上圧延によって熱延鋼板に製造された後、１次熱処理によって冷延鋼板を製造する過程で冷間圧延工程によって冷延鋼板に製造される。
好ましくは、本発明の実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法は、製造された冷延鋼板を７７５〜９２５℃の温度で連続焼鈍する２次熱処理過程をさらに含む。
図３に示したように、本発明の実施例によって第２熱処理過程で焼鈍温度７７５〜９２５℃で連続焼鈍を実施する場合、冷延鋼板の結晶粒の大きさが４０μｍ以下（但し、０μｍ除外）となるにして耐リッジング性が向上することが分かる。
また、本発明が提供する焼鈍温度範疇を外れる範囲で製造する場合、結晶粒が過度に成長するか再結晶が完了しなくて、リッジングが酷くなることが分かる。
より好ましくは、本発明の実施例による、２次熱処理過程の焼鈍温度は７７５〜８５０℃にして連続焼鈍を実施することが好ましい。
その理由は、図３ａに示したように、リッジングの発生を最小化することによって耐リッジング性を大きく向上させることができるからである。
以下、本発明の実施例によって製造された成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼について図面を参照して説明する。
本発明の実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は下記の式（１）及び（２）を満たすことが好ましい。その理由は前述したようである。
１．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
Figure 2017508067
Figure 2017508067
表１にはフェライト系ステンレス鋼である実施例及び比較例の合金成分を示した。表１の実施例はＴｉ、Ｎ及びＣの含量を制御したもので、前記実施例及び比較例は真空溶解して成分を確認した。
表１による実施例及び比較例は粗圧延機と連続仕上げ圧延機によってフェライト系ステンレス熱延鋼板を製造した後、連続焼鈍及び酸洗を行い、引き続いて冷間圧延及び冷延焼鈍を実施した。
表２には表１による実施例及び比較例のＴｉ／Ｎ及びＮ／Ｃを示し、最終冷延製品の代表的な品質であるリッジング等級を確認した結果を示した。
この際、表２において耐リッジング性等級は１５％引張後に測定したリッジング高さ等級（Ｗｔ基準）で、１等級は１１μｍ未満、２等級は１１μｍ〜１４μｍ、３等級は１４μｍ〜１８μｍ、４等級は１８μｍ以上を示す。ここで、１等級が本発明で目標とする範囲に当たる。
表１及び表２を参照すれば、実施例１〜６はＴｉ／Ｎが５〜２０を満たし、Ｎ／Ｃが１．５〜６を満たす。一方、比較例１〜６はＴｉ／Ｎが５〜２０を満たすことができなく、Ｎ／Ｃが１．５〜６を満たすことができないことを確認することができた。
また、実施例１〜６のように、チタン（Ｔｉ）、窒素（Ｎ）、炭素（Ｃ）を制御して、本発明の組成範囲を満たし、式（１）及び式（２）の両者を満たす場合には、［表２］のようにリッジング等級の１等級を有することが分かる。比較例３のように製造中にオーステナイト相を含み、バッチ焼鈍（ＢＡＦ）工程を必要とするＳＴＳ ４３０鋼の場合にはリッジング等級の２等級に当たる。
したがって、実施例１〜６は、バッチ焼鈍（ＢＡＦ）工程を省略し、ＳＴＳ ４３０鋼に比べて製造コストを低めるとともに商用のＳＴＳ ４３０鋼に比べて耐リッジング性に優れていることを確認することができた。
また、比較例１、４及び５のように、Ｔｉを多量添加しても本発明で提供する式を満たすことができない場合、優れた耐リッジング性が得られないことを確認することができた。
一方、本発明の一実施例による、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、結晶方位｛１１１｝＜１１２＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ａ種の分率ｆ（Ａ）と結晶方位｛１１１｝＜１１０＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｂ種の分率ｆ（Ｂ）の比ｆ（Ａ）／ｆ（Ｂ）が３．０未満であることが好ましい。
この際、結晶方位｛１１３｝＜３６１＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｃ種の分率が１５％以下で、結晶方位｛１１１｝／／ＮＤから角度が１５°以下である結晶粒Ｄ種の分率が３５％以上であることが好ましい。
なぜなら、図８に示したように、｛１１３｝＜３６１＞方位からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｃ種の分率が１５％以下の場合、リッジングの発生が最小化し、その分率が増加するほどリッジングの発生が増加することが分かる。
したがって、優れた耐リッジング性を確保するためには、結晶粒Ｃ種の分率を１５％以下に制限することが好ましい。
図６（ａ）は本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼を示す写真であり、図６（ｂ）は比較例を示す写真である。
図６に示したように、本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の最終製品が比較例に比べて高い分率で微細組職が形成されて耐リッジング性が向上することが分かる。
一方、成形性を向上させるためには、結晶方向が｛１１１｝／／ＮＤから１５°以下である結晶粒Ｄ種の分率が３５％より高くなければならない。
図７は結晶粒Ｄ種の分率と成形性の関係を示す図で、成形性を示す指標の一つである平均ｒ値は下記の式によって定義される。
平均ｒ値＝｛ｒ（０°）＋４×ｒ（４５°）＋ｒ（９０°）｝／４
この際、ｒ（角度）は該当の角度方向に素材を１５％引張した後、幅方向と厚さ方向の延伸率比を意味し、この値が大きいほど優れた成形性を有し、高い分率で該当の結晶粒が形成される。
したがって、本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は平均ｒ値が１．２以上で、成形性を向上させるためには結晶粒Ｄ種の分率が３５％以上に制限することが好ましい。
一方、図８（ａ）は本発明の一実施形態による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼を示す写真であり、図８（ｂ）は比較例を示す写真である。
図８ｂは特殊な比較例の微細組職を示す写真で、別の方法で｛１１１｝／／ＮＤ結晶方向から角度が１５°以下である結晶粒Ｄ種の分率が本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼と類似の分率を現して成形性に優れるとしても、リッジング等級は３等級と劣位である。
図９及び図１０に示したように、本発明は前記のような優れた成形性及び耐リッジング性を得るためのより容易な方法を提供する。これは、冷間圧延後、冷延焼鈍熱処理で８２５℃以上かつ９７５℃以下の焼鈍温度で熱処理するものである。
該当の区間で温度が低いほど耐リッジング性に悪い影響を与え、本発明が提示した｛１１３｝＜３６１＞方位付近の結晶粒Ｃ種の分率が低くなる一方、温度が高いほど成形性に有利な影響を与え、本発明が分率を提示した｛１１１｝／／ＮＤ付近の結晶粒Ｄ種の分率が高くなる相反の効果を有する。
したがって、本発明が提示する区間で熱処理するとき、最良の成形性及び耐リッジング性が同時に得られ、この区間の外では両特性を同時に果たすことが困り、本発明はこの点を区分して提示した。
前記結晶方位は電子後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ−ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）法によって容易に測定することができる。これは結晶方位の測定において広く知られた測定法であり、本発明が結晶方位の測定法を制限するものではない。
方位差（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ ａｎｇｌｅ）とは比較対象である二つの結晶方位間の角度を意味する。
図１１（ａ）は一般的なフェライト系ステンレス鋼、図１１（ｂ）は本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼を用いた洋食器（Φ＝２７０ｍｍ、Ｈ＝１５０ｍｍ）の成形後の表面性状を示す写真である。
図１１に示したように、本発明の実施例によると、成形後に観察されるリッジング谷の幅と深みが一般的なフェライト系ステンレス鋼を用いた洋食器に比べて改善されたことを肉眼でも確認することができる。
また、図１２及び図１３に示したように、本発明の実施例によるとリッジング谷の最大幅（Ｍａｘ Ａ）は２μｍ以下、リッジング最大高さ（Ｍａｘ Ｂ）は１５μｍ以下と観察されることから耐リッジング性が向上することが分かる。
一方、一般的なフェライト系ステンレス鋼の代表的な鋼の一種であるＳＴＳ ４３０鋼素材の場合、比較Ｂ群のような様相を現す。リッジング谷の最大幅が４〜６μｍ範囲と広く現れることが分かる。これはバフ工程の負荷として作用して後処理工程コストの上昇を引き起こすことができる。
また、ＳＴＳ４３９鋼素材の場合、比較Ａ群のような様相を現し、安定化鋼に分類されている典型的なリッジングパターンを示している。しかし、耐リッジング性制御技術が反映されなかった場合、リッジング最大高さが１５〜２５μｍ範囲と現れることが分かる。
一方、図１４に示したように、本発明の一実施例による成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼は、冷延焼鈍製品の最終焼鈍再結晶組職の平均結晶粒度を０μｍ超過かつ２５μｍ以下に制御し、平均結晶粒の長さ／厚さの比を１．５〜３．０に制御して、比較例に比べて微細な結晶粒を形成することが分かる。
すなわち、本発明の実施例によると、平均結晶粒の長さ／厚さの比である平均結晶粒の縦横比（ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）を１．５〜３．０に制御して、比較例に比べて微細な０〜２５μｍの結晶粒を形成することにより、表面にオレンジ皮のような凹凸が生ずるオレンジ皮みたい表面の発生を抑制し、耐リッジング性を向上させることができる効果がある。
前述したように、本発明の好適な実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者であれば下記の請求範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範疇内で本発明を多様に修正及び変更することができることが理解可能であろう。

Claims (18)

  1. 重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０２５％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、下記の式（１）及び（２）を満たす溶鋼を連続鋳造してスラブを製造する過程；
    前記スラブから粗圧延及び仕上圧延工程によって熱延鋼板を製造する過程；
    前記熱延鋼板の温度が８７５〜１０２５℃となるように連続焼鈍工程で１次熱処理する過程；及び
    前記熱延鋼板から冷間圧延工程によって冷延鋼板を製造する過程；を含む、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
    １．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
    ５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
  2. Ｃｒ：１４．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１２〜０．０３％、Ｔｉ：０．１５〜０．３％、及びＡｌ：０．１５％以下（０％除外）であり、
    下記の式（３）及び（４）を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
    １．５≦Ｎ／Ｃ≦５−−−−−−−（３）
    ８≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（４）
  3. 前記スラブを製造する過程において、
    連続鋳造工程は、１５３０〜１５５０℃の温度で０．７〜１．０ｍ／ｍｉｎの速度に制御しながら、電磁撹拌装置（ＥＭＳ；Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｔｉｒｒｅｒ）の電流範囲を８００〜１７００Ａに制御することを特徴とする、請求項２に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  4. 前記スラブは１１８０〜１２４０℃に加熱されて熱延鋼板に製造されることを特徴とする、請求項２に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  5. 前記冷延鋼板を冷延連続焼鈍工程によって７７５〜９２５℃となるように２次熱処理する過程；をさらに含むことを特徴とする、請求項１乃至４のいずれかに記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  6. Ｃｒ：１２．５〜１６．５％、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｎ：０．０１〜０．５％であり、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＮｉ：０．０１〜０．５％をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  7. 前記熱延鋼板の結晶粒は１５０μｍ以下（０μｍ除外）であることを特徴とする、請求項６に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  8. 前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、７７５℃以上かつ９２５℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）を行うことを特徴とする、請求項６又は７に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  9. 前記ステンレス鋼を冷間圧延した後、７７５℃以上かつ８５０℃以下の焼鈍温度で連続焼鈍（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ、ＣＡＬ）を行うことを特徴とする、請求項８に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼の製造方法。
  10. 重量％で、Ｃｒ：１２．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．４％、Ａｌ：０．２％以下（０％除外）、Ｓｉ：０．５％以下（０％除外）、Ｍｎ：０．５％以下（０％除外）、及び残部のＦｅ及び不純物を含み、下記の式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする、成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
    １．５≦Ｎ／Ｃ≦６−−−−−−−（１）
    ５≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（２）
  11. Ｃｒ：１４．５〜１８．５％、Ｃ：０．０１％以下（０％除外）、Ｎ：０．０１２〜０．０３％、Ｔｉ：０．１５〜０．３％、及びＡｌ：０．１５％以下（０％除外）であり、
    下記の式（３）及び（４）を満たすことを特徴とする、請求項１０に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
    １．５≦Ｎ／Ｃ≦５−−−−−−−（３）
    ８≦Ｔｉ／Ｎ≦２０−−−−−−−（４）
  12. Ｃｒ：１２．５〜１６．５％、Ｃ：０．００１〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、及びＭｎ：０．０１〜０．５％であり、
    Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＮｉ：０．０１〜０．５％をさらに含むことを特徴とする、請求項１０に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  13. 結晶方位｛１１１｝＜１１２＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ａ種の分率ｆ（Ａ）と結晶方位｛１１１｝＜１１０＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｂ種の分率ｆ（Ｂ）の比ｆ（Ａ）／ｆ（Ｂ）が３．０未満であることを特徴とする、請求項１０乃至１２のいずれかに記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  14. 結晶方位｛１１３｝＜３６１＞からの方位差が１５°以下である結晶粒Ｃ種の分率が１５％以下であり、結晶方位｛１１１｝／／ＮＤから角度が１５°以下である結晶粒Ｄ種の分率が３５％以上であることを特徴とする、請求項１３に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  15. 結晶粒の大きさは４０μｍ以下（但し、０μｍ除外）であることを特徴とする、請求項１１又は１２に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  16. 最大リッジング幅が２μｍ以下、最大リッジング高さが１５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  17. 鋳造組職の等軸晶部と柱状晶部が１：２の体積比で形成され、等軸晶部の平均粒度が０ｍｍ超過かつ１．５ｍｍ以下であり、柱状晶部の平均粒度が２．０〜６．０ｍｍであるスラブから製造されたことを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  18. 前記熱延鋼板の結晶粒は冷間圧延方向の結晶粒の長さ／厚さの比が１．５〜３．０の範囲を満たすことを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼。
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