CN101255532A - 加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，对以质量％计含有C：0.001～0.015％、Si：0.01～0.60％、Mn：0.01～0.30％、P：0.005～0.035％、S：0.0001～0.0100％、Cr：15～22％、N：0.001～0.020％、Ti：0.05～0.35％、Al：0.005～0.1％的铁素体系不锈钢板，进行省略热轧退火、压下率40％以上的1次冷轧、850～1000℃下的中间退火，并且进行轧制率65％以上的最终冷轧、750～1000℃下的最终退火，从而制成将垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia、Ib、Ic，以轧制方向为0°，在0°、45°、以及90°这3个方向上赋予伸长率20％后的X射线积分强度比满足规定条件的织构。

Description

加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢板一直在厨房设备、家电产品、电子设备等广泛的领域中使用。但是，与奥氏体系不锈钢相比，成形性较差，因此有时用途受到限制。
近年来，由于精炼技术的提高，极低碳/氮化成为可能，而且通过Ti和Nb等稳定化元素的添加而提高了成形性和耐腐蚀性的铁素体系不锈钢板逐渐地适用于广泛的成形用途中。这是由于铁素体系不锈钢对于室内环境具有良好的耐腐蚀性、比添加大量Ni的奥氏体系不锈钢的经济性更优异的缘故。
以往，铁素体系不锈钢板的成形性提高主要是使深拉深性、即r值提高，例如在特开昭62-77423号公报以及特开平7-268485号公报中公开了控制热轧条件来使r值提高的制造技术。并且，铁素体系不锈钢存在与奥氏体系不锈钢相比伸长率较低，因此鼓凸性较差的缺点。例如在特开昭58-61258号公报、特开平1-75652号公报、以及特开平11-350090号公报中公开了通过伸长率的提高而使鼓凸性改善的成分体系。近年来，在特开2005-163139号公报中公开了用于减少进行极低碳/氮化并添加Ti而得到的铁素体系不锈钢板的面内各向异性、并兼备优异的成形性的织构及其制造技术。但是，尽管这些铁素体系不锈钢板的深拉深和鼓凸等的成形性优异，不过与奥氏体系不锈钢板相比，加工后的表面品质不够充分。
迄今，铁素体系不锈钢板加工后的表面品质可以认为是由于在对钢板进行加压成形时沿轧制方向产生的微细凹凸、即所谓的起皱现象而显著变差。因此，关于抑制起皱的方法，一直以来进行了很多的研究开发。例如，在特开平6-81036号公报、特开平8-333639号公报、以及特开平10-280046号公报中公开了抑制起皱的钢成分和制造方法。
然而，即使改善铁素体系不锈钢板的耐起皱性，在实际的成形用途中，与奥氏体系不锈钢板相比，有时也容易产生加工表面粗糙，加工后的表面品质出现问题。在特开平7-292417号公报以及特开2005-139533号公报中公开了改善加工表面粗糙(橘皮表面、粗粒引起的表面粗糙)的成分体系和制造方法或成形方法。特开平7-292417号公报通过Ti和Nb的复合添加而扩大了钢的晶粒细粒化区域，从而降低了加工表面粗糙。但是，这只限于低Cr铁素体系不锈钢板(Cr＜16％)，并不适用于厨房设备等中通常使用的中Cr铁素体系不锈钢板(Cr≥16％)。另一方面，特开2005-139533号公报以类似于特开2005-163139号公报的经过极低碳/氮化的添加有Ti的铁素体系不锈钢板为对象，根据晶体粒径来规定成形变形量。因此，由于加工表面粗糙的制约，有时很难充分地得到优异的成形性。
如上所述，在厨房设备等中通常使用的中Cr铁素体系不锈钢板(Cr≥16％)尤其在近年来并不能充分得到进行极低碳/氮化并添加Ti而形成的铁素体系不锈钢板的成形性以谋求降低加工表面粗糙。即，对于铁素体系不锈钢板，目前的现状是不要求严格规定成形变形量、且加工表面粗糙小的铁素体系不锈钢板尚未出现。
发明内容
本发明通过将钢的成分和织构、更优选将晶体粒径控制在适宜范围，从而解决了上述课题，其目的在于提供加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。其主要内容如下。
(1)一种加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：其以质量％计含有：C：0.001～0.015％、Si：0.01～0.60％、Mn：0.01～0.30％、P：0.005～0.035％、S：0.0001～0.0100％、Cr：15～22％、N：0.001～0.020％、Ti：0.05～0.35％、Al：0.005～0.1％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成，在将垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia、Ib、Ic，将以轧制方向为0°、在0°、45°、90°这3个方向上赋予伸长率20％后的垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia′、Ib′、Ic′的情况下，满足下述全部关系。
<原材料>Ia/(Ib+Ic)＞10、Ia＞20
<赋予伸长率20％后>
0°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞3，Ia′＞10
45°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10
90°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10
(2)根据(1)所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cu：2.0％以下、B：0.005％以下中的1种或2种以上。
(3)根据(1)以及(2)所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：上述钢的晶体粒径为20μm以下，以轧制方向为0°、在0°、45°、90°这3个方向上分别赋予伸长率20％后的表面粗糙度(以Rz表示的10点平均粗糙度)小于3μm。
(4)(1)～(3)所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：将具有(1)或(2)所述的钢成分的铁素体系不锈钢板坯进行热轧，制成热轧板，在不进行退火的情况下进行酸洗，然后实施轧制率为40％以上的1次冷轧，制成冷轧板，然后在850～1000℃下实施中间退火，再进行轧制率65％以上的最终冷轧，制成最终冷轧板，然后在750～1000℃下进行最终退火。
(5)根据权利要求4所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：将具有(1)或(2)所述的钢成分的铁素体系不锈钢板坯加热到1050～1250℃的范围，进行总压下率80％以上的粗热轧，在接着实施的精热轧中，在满足下述全部条件、在低于700℃的温度下进行卷取。
(i)在1050℃以下的总压下率为80～95％。
(ii)最后3道次的总压下率为40～60％，各道次间隔时间为1秒钟以内。
(iii)精轧温度为950℃以下，精轧后2秒钟之内开始水冷。
如以上说明的那样，(1)～(3)的本发明的铁素体系不锈钢板通过将成分和织构、更优选将晶体粒径控制在适宜范围，能够在不严格规定成形变形量的情况下降低加工表面粗糙。该铁素体系不锈钢板可以通过(4)和(5)的本发明的方法在工业上稳定地制造。
附图说明
图1表示ψ2＝45°截面的晶体方位的存在位置。
图2表示表面粗糙度Rz与晶体粒径的关系。
图3表示原材料与加工后的织构的关系。
图4表示加工后的织构与表面粗糙度Rz的关系。
具体实施方式
本发明人等为解决上述课题，就织构和晶体粒径对添加有Ti的高纯度铁素体系不锈钢板上产生的加工表面粗糙的影响进行了各种研究，得到以下的新见解。
对于加工表面粗糙，将以轧制方向为0°，在0°、45°、90°这3个方向上分别赋予伸长率20％的加工所发生的表面凹凸，以JIS B0601规定的10点平均表面粗糙度Rz进行评价的情况为例来进行说明。
1).关于加工表面粗糙，使作为原材料的{111}<112>到{111}<110>的称为γ-纤维的织构清晰化，即便在3个方向的任一个的加工后，通过提高对{111}<110>的累积，发现能够降低加工表面粗糙。
2).作为体心立方金属多晶体的铁素体系不锈钢，{111}<110>可成为加工后的稳定方位。但是，加工表面粗糙增大时，具有下述特征：加工后除了{111}<110>以外，{112}<110>和{001}<110>的称为α-纤维的方位的存在量也增加。
3).加工后α-纤维的存在量增加的原材料的织构为下述(i)或(ii)的情况、或者(i)和(ii)复合了的情况。
(i)对{111}<112>和{554}<225>强烈累积
(ii){112}<110>和{001}<110>的存在量较大
4).在形成3)所述的织构时，即使减小晶体粒径，加工表面粗糙也不会充分降低。
5).根据1)～4)，可以得到下述判断结果：作为对加工表面粗糙影响的因子，除了晶体粒径以外，与织构的关系也很大。即，可以认为，为了降低加工表面粗糙，抑制由于加工出现的α-纤维、使{111}面内的晶体旋转顺利地进行是有效的。
6).根据5)所述的织构使加工表面粗糙降低的效果在晶体粒径为20μm以下时显著地表现出来。
7).具有1)所述的织构、且晶体粒径为20μm以下时，3个方向任一个的加工后的表面粗糙度Rz均低于3μm。这可以与加工表面粗糙在实用上没有问题的水平的奥氏体系不锈钢、例如SUS304的情况相匹敌。
8).为了不形成3)的(i)所述的织构，而是如a)所述使γ-纤维清晰化，优选进行省略了热轧板退火的2次冷轧工序。
9).除了8)以外还使晶体粒径为20μm以下时，优选提高最终冷轧率、并降低最终退火温度。
10).为了减少3)的(ii)所述的方位的存在量，在热轧板阶段使γ-纤维发达是有效的。为此，除了上述h)以外，更优选以下述的(iii)和(iv)为方向的制造条件。
(iii)提高粗热轧的压下率，促进粗热轧后的再结晶。
(iv)提高精热轧的压下率，同时降低精热轧和卷取温度，制成在抑制再结晶的同时蓄积变形的加工组织。
上述的织构通过采用X射线衍射法和EBSP(电子背射散射衍射图谱：Electron Back-Scatter Diffraction Pattern)、求出晶粒方位分布函数(Crystallite Orientation Distribution Function，称为“ODF”)，由此可以进行解析。{222}面、{112}面、{002}面的存在量可以通过X射线积分强度比进行定量。
上述(1)～(5)的本发明是根据上述1).～9).的见解而完成的。
以下，就本发明的各要件进行详细说明。其中，各元素的含量的“％”表示是指“质量％”。
首先，将成分的限定理由说明如下。
C：由于会使成形性和耐腐蚀性劣化，因此其含量越少越好，由此上限设定为0.015％。但是，过量的降低会导致精炼成本的增加，因此下限设定为0.001％。考虑到耐腐蚀性和制造成本，优选为0.002～0.005％。
Si：有时作为脱氧元素而添加。但其是固溶强化元素，从抑制伸长率的降低出发，其含量越少越好，因此上限设定为0.60％。然而，过量的降低会导致精炼成本的增加，因此下限设定为0.01％。考虑到加工性和制造成本，优选为0.03～0.30％。
Mn：与Si一样是固溶强化元素，因此其含量越少越好。从抑制伸长率的降低出发，上限设定为0.30％。但是，过量的降低会导致精炼成本的增加，因此下限设定为0.01％。考虑到加工性和制造成本，优选为0.03～0.15％。
P：与Si和Mn一样是固溶强化元素，因此其含量越少越好。从抑制伸长率的降低出发，上限设定为0.035％。但是，过量的降低会导致精炼成本的增加，因此下限设定为0.005％。考虑到加工性和制造成本，优选为0.010～0.020％。
S：是杂质元素，会损害热加工性和耐腐蚀性，因此其含量越少越好。为此，上限设定为0.010％。但是，过量的降低会导致精炼成本的增加，因此下限设定为0.0001％。考虑到耐腐蚀性和制造成本，优选为0.0010～0.0050％。
Cr：是用于确保耐腐蚀性的必须元素，下限设定为15％。但是，超过22％的添加由于韧性降低而阻碍制造性，伸长率也劣化。由此，Cr的上限设定为22％。考虑到耐腐蚀性、制造性和加工性，优选为16～19％。
N：与C一样会使成形性和耐腐蚀性劣化，因此其含量越少越好，由此上限设定为0.020％。但是，过量的降低有可能在凝固时不会析出成为生成铁素体粒的核的TiN，凝固组织发生柱状晶化，产品板成形时的耐起皱性劣化。并且，过剩添加N时，由于固溶N而导致伸长率降低，因此下限设定为0.001％。考虑到制造成本和耐腐蚀性，优选为0.005～0.012％。
Ti：与C、N、S、P结合使耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性以及成形性提高，同时有助于凝固组织的微细化，因此下限设定为0.05％。但是，Ti也是固溶强化元素，过量的添加会导致伸长率的降低，因此上限设定为0.35％％。考虑到焊接部的晶界腐蚀性和成形性，优选为0.10～0.20％。
Al：作为脱氧元素是有效的元素，因此其下限设定为0.005％。但是，过量的添加会导致成形性、焊接性以及表面品质的劣化，因此上限设定为0.1％。考虑到精炼成本，优选为0.01～0.05％。
Mg：在钢液中与Al一起形成Mg氧化物，起着脱氧剂的作用，此外，还起着TiN的析出晶核的作用。TiN在凝固过程中成为铁素体相的凝固核，通过促进TiN的晶体析出，在凝固时能够微细生成铁素体相。通过使凝固组织微细化，能够降低产品的起皱、能够降低源于本发明的加工表面粗糙等粗大凝固组织的方位晶粒，此外还使成形性提高。因此，在添加时设定为0.005％以下。超过0.0050％时，焊接性劣化。成为TiN的晶体析出核的Mg氧化物在钢液中的积极形成从0.0001％开始稳定地表现出来。考虑到精炼成本，更优选设定为0.0002～0.0020％。
Nb：是使成形性和耐腐蚀性提高的元素，添加时设定为0.6％以下。在超过0.6％时，使材料强度升高，导致延展性的降低。其效果从0.01％开始稳定地表现出来。考虑到制造性、成形性和耐腐蚀性，更优选为0.05～0.3％。
Mo、Ni、Cu：是使耐腐蚀性提高的元素，添加时设定为2.0％以下。在超过2.0％时，导致成形性、尤其延展性降低。其效果从0.1％开始稳定地表现出来。考虑到制造性和延展性，更优选为0.3～1.5％。
B：是使二次加工性提高的元素，对添加Ti的钢中的添加是有效的。添加时设定为0.005％以下。在超过0.005％时，导致延展性降低。其效果从0.0001％开始稳定地表现出来。考虑到精炼成本和延展性，更优选为0.0003～0.0030％。
下面，关于织构的限定理由说明如下。
本发明的铁素体系不锈钢板具有上述成分，为了降低加工表面粗糙，规定了织构、优选规定了晶体粒径。
织构如上所述，通过采用X射线衍射法和EBSP(电子背射散射衍射图谱：Electron Back-Scatter Diffraction Pattern)、求出晶粒方位分布函数(Crystallite Orientation Distribution Function，称为“ODF”)，由此可以进行解析。该函数在例如“轻金属，井上博史，Vol.42，No.6，358～367”所述那样，是对材料坐标系一义地指定晶粒的方位的3个变量(ψ1、
Figure A20081008132700111
、ψ2)。如果求出该函数，则能够知道具有欧拉角(ψ1、
Figure A20081008132700112
、ψ2)的方位的晶粒的存在量。
具体地，在图1所示的ψ2＝45°截面上，(ψ1、
Figure A20081008132700113
)根据{111}<112>在(30°，54.7°)以及(90°，54.7°)的强度、{111}<110>在(0°，54.7°)以及(60°，54.7°)的强度、{112}<110>在(0°，34.7°)的强度、{001}<110>在(0°，0°)以及(90°，0°)的强度，能够知道其存在量。
并且，{111}面、{112}面、{001}面的存在量根据X射线积分强度能够容易地定量。例如，使用Mo灯管作为X射线源时，MoKα线的2θ测定位置是，{222}面为50.8°、{112}面为35.3°、{002}面为28.7°。{111}面以及{001}面的强度反映在{222}面以及{002}面的强度。因此，通过{222}面、{112}面以及{002}面的积分强度测定，能够定量{111}面、{112}面、以及{001}面的存在量。各测定面的X射线积分强度比采用将积分强度测定值用α-Fe的随机试样的积分强度测定值进行标准化了的值。
供于上述ODF和积分强度测定中的试样设定为与原材料以及加工后的板厚中心部的板面平行的面(ND面)。
为了降低加工表面粗糙，原材料的织构从{111}<211>到{111}<110>使γ-纤维清晰化。为此，在将垂直于板面的方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia、Ib、Ic时，Ia/(Ib+Ic)＞10、Ia＞20。在Ia/(Ib+Ic)＜10，Ia＜20时，加工后{111}<110>的积蓄减弱，同时源于α-纤维的方位的出现，加工表面粗糙增大。优选的是，为了加工后保持{111}<110>的积蓄而降低加工表面粗糙，Ia/(Ib+Ic)＞15、Ia＞40，并且Ib＜2、Ic＜2。
但是，对于原材料，属于上述的α-纤维的{111}<211>或{554}<225>的积蓄较大时，加工后源于α-纤维的方位的出现增加，加工表面粗糙增大。因此，关于加工后的织构也设定为满足以下全部的条件。
0°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞3，Ia′＞10
45°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10
90°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10
在此，Ia′、Ib′、Ic′为以轧制方向为0°，在0°、45°、90°这3个方向上赋予伸长率20％后的X射线积分强度比，Ia′、Ib′、Ic′是指分别为垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面。优选的是，为了降低α-纤维的出现、减小加工表面粗糙，Ia′/(Ib′+Ic′)在0°方向为4以上、在45°方向为6以上、在90°方向为7以上，而且Ib′＜2、Ic′＜2。
上述的伸长率20％大致相当于铁素体系不锈钢的均匀伸长的范围。因此，在赋予其以上的伸长率时，发生局部伸长，即有时也产生细颈，不能正确评价加工表面粗糙。因此，加工表面粗糙以伸长率20％作为上限进行评价。
晶体粒径优选为20μm以下。更优选为5～15μm。晶体粒径低于5μm时，具有(A)项所述的成分的钢的情况下，实用上是困难的。
本发明规定的表面粗糙度Rz(10点平均粗糙度)表示赋予伸长率20％后的加工表面粗糙的程度。以轧制方向为0°，在0°、45°、90°这3个方向上Rz低于3μm时，与在视觉或触感上其实用上的加工表面粗糙没有问题的水平的奥氏体系不锈钢、例如SUS304无差异感，加工表面粗糙有所降低。更优选Rz低于2.5μm.
此外，就根据本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。
对于具有上述成分的铁素体系不锈钢，原材料和加工后为了得到本发明特征的织构以及晶体粒径，优选以下的制造条件。
为了形成本发明的织构，优选省略了热轧板退火的2次冷轧工序。在1次冷轧和最终冷轧之间进行中间退火。
为了在其后的中间退火中促进再结晶，1次冷轧的轧制率设为40％以上。优选设为45％以上。在提高1次冷轧的轧制率时，由于受热轧板的板厚和最终冷轧率的制约，因此优选60％以下。为了促进再结晶，将中间退火设定为850℃。为了防止晶体粒径的粗大化，退火温度的上限设定为1000℃。
为了使本发明的织构发达，最终冷轧的轧制率设定为65％以上，优选为70％以上，更优选为75％以上。最终退火设定为再结晶下限温度的750℃以上，为了防止粗粒化，设定在1000℃以下。为了使本发明的织构发达而将晶体粒径设定为20μm以下，为此最终退火温度优选设定为800～850℃。
冷轧可以在可逆式的20辊森吉米尔式轧制机和6辊或12辊轧制机上进行，也可以在连续轧制多道次的串联式轧机上实施。为了形成本发明的织构，优选工作辊直径大一些。为此，工作辊直径优选为200mm以上。这样的大直径辊轧制优选在1次冷轧时实施。
最终轧制后的产品板厚没有特别规定。但是，打算适用于本发明钢的成形用途时，产品板厚优选设定为0.5mm以上。
为了抑制由于加工出现的α-纤维、降低加工表面粗糙，优选提高粗热轧以及精热轧的压下率，同时降低精热轧以及卷取温度。
热轧的加热温度优选设定为1050℃～1250℃。在低于1050℃时，热变形阻力变高，热轧负荷增大，同时有时会发生胶着瑕疵。在超过1250℃时，晶粒体系发生粗粒化。为了促进粗热轧后的再结晶，更优选为1100～1200℃。为了粉碎和细化源于凝固组织的{001}方位粒、促进粗热轧后的再结晶，粗热轧的总压下率优选为80％以上。
精热轧在热轧板阶段为了形成使γ-纤维发达的织构，优选制成抑制再结晶而充分积蓄变形的加工组织。为此，优选满足下述全部(i)～(iii)的条件、于低于700℃下进行卷取。
(i)1050℃以下的总压下率为80～95％。
(ii)最终3道次的总压下率为40～60％，各道次间隔时间为1秒钟以内。
(iii)为了γ-纤维发达，以抑制轧制中的再结晶为目的，精轧温度设定为800℃～950℃，精轧后2秒钟内开始水冷。
实施例
实施本发明的制造方法而制成本发明的织构以及晶体粒径的铁素体系不锈钢板的实施例叙述如下。
熔炼具有表1成分的铁素体系不锈钢250mm厚铸坯，进行热轧，得到板厚3～6mm的热轧钢板。并且，全部实施例均是精轧最终道次间隔时间为0.3～0.6秒钟的范围内，最终道次后水冷开始时间为0.8～1.6秒钟的范围内。热轧钢板酸洗后实施1次冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，制成板厚0.6～0.9mm的产品。产品的表面规格为2B或2D。热轧、以及从热轧板到产品的制造，在本发明规定的范围以及该范围以外的条件下均实施了。
表1：供试钢的成分(质量％)
  C   Si   Mn   P   S   Cr   N   Ti   Al   Mg   Nb   Mo   Ni   Cu   B
  A   0.003   0.20   0.12   0.027   0.0006   16.5   0.012   0.30   0.055   -   -   -   -   -   -
  B   0.003   0.03   0.08   0.014   0.0030   16.4   0.007   0.17   0.015   0.0003   -   -   -   -   0.0012
  C   0.013   0.52   0.07   0.027   0.0011   19.5   0.011   0.09   0.029   -   0.39   -   0.27   0.42   -
  D   0.002   0.10   0.12   0.022   0.0027   17.7   0.015   0.21   0.055   -   -   1.2   -   -   -
(注)“-”意味着没有添加。
制造过程中的板厚以及制造条件示于表2。制造No.4和5表示实施了热轧板退火。制造No.5表示通过1次冷轧工序来制造。这些制造No.4和5是实施热轧退火的常用的制造方法，用于加工表面粗糙的比较。
Figure A20081008132700151
得到的钢板的晶体粒径根据JIS G0552号规定的铁素体粒径测定方法求出。板厚中心部的织构通过X射线积分强度测定进行定量。X射线源为MoKα线，测定{222}面、{112}面、{002}面的积分强度，以α-Fe的随机试样的积分强度测定值标准化，分别求得Ia、Ib、Ic的值。
加工表面粗糙，以轧制方向为0°，从0°、45°、以及90°这3个方向采集JIS 5号拉伸试验片，赋予伸长率20％后，测定根据FISB601规定的10点平均表面粗糙度Rz(以下称Rz)，进行评价。并且以板厚0.8mm的SUS304钢板/2B规格作为加工表面粗糙的比较例使用。
加工后的织构，从JIS 5号拉伸平行部采集试样，测定板厚中心部的X射线积分强度。测定面为{222}面、{112}面、{002}面，以随机试样标准化的值作为Ia′、Ib′、Ic′，结果示于表3。
Figure A20081008132700171
制造No.4～7、10～12虽然具有本发明的成分，但是不满足本发明规定的织构。制造No.4和5尽管晶体粒径小到20μm以下，但由于不满足本发明规定的织构，因此加工表面粗糙没有降低。以下称上述的例子为比较例。
制造No.1～3、8、9具有本发明规定的成分和织构，Rz小于比较例，加工表面粗糙降低。晶体粒径超过20μm的制造例No.3、8、9，比晶体粒径小到20μm以下的常用的制造No.4和5的加工表面粗糙小。并且也可知，晶体粒径20μm以下的制造No.1和2的加工表面粗糙降低到与SUS304相匹敌的程度。
调查表面粗糙度Rz与晶体粒径的关系的结果示于图2。为了降低Rz，具有本发明的织构、并降低晶体粒径即可。可以确认，为了得到Rz＜3μm，晶体粒径设定为20μm以下即可。
调查原材料与加工后的织构的关系的结果示于图3。增大A’值，在加工后为了也维持对{111}面的积蓄，增大原材料的A值即可。在此，设定为A值＝Ia/(Ib+Ic)、A’值＝Ia′/(Ib′+Ic′)。
调查加工后的织构与表面粗糙度的关系的结果示于图4。在具有本发明规定的织构时，可以确认，为了得到Rz＜3μm，在0°方向设定为A’值＞3，在45°和90°方向设定为A’值＞5即可。并且，Rz超过3μm的本发明的曲线是晶体粒径大到35μm的情况。
根据本发明，在得到铁素体系不锈钢板的优异的成形性的同时，可以降低实用上满足的加工表面粗糙，与奥氏体系不锈钢板相比较，可以谋求经济性优异的铁素体系不锈钢板在加工用途的应用。

Claims (5)

1.一种加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：其以质量％计含有：C：0.001～0.015％、Si：0.01～0.60％、Mn：0.01～0.30％、P：0.005～0.035％、S：0.0001～0.0100％、Cr：15～22％、N：0.001～0.020％、Ti：0.05～0.35％、Al：0.005～0.1％、剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成，在将在垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia、Ib、Ic，将以轧制方向为0°，在0°、45°、以及90°这3个方向上赋予伸长率20％后的垂直于板面方向的{222}面、{112}面、{002}面的X射线积分强度比分别设为Ia′、Ib′、Ic′时，满足以下全部关系：
<原材料>Ia/(Ib+Ic)＞10、Ia＞20
<赋予伸长率20％后>
0°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞3，Ia′＞10
45°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10
90°方向Ia′/(Ib′+Ic′)＞5，Ia′＞10。
2.根据权利要求1所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、B：0.005％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板，其特征在于：所述钢的晶体粒径为20μm以下，以轧制方向为0°，在0°、45°、以及90°这3个方向上分别赋予伸长率20％后的表面粗糙度低于3μm，所述表面粗糙度是以Rz表示的10点平均粗糙度。
4.根据权利要求1～3的任何一项所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：将具有权利要求1或2所述的钢成分的铁素体系不锈钢板坯进行热轧而制成热轧板，在不进行退火的情况下进行酸洗，实施轧制率40％以上的1次冷轧而制成冷轧板，然后在850～1000℃下实施中间退火，再进行轧制率65％以上的最终冷轧而制成最终冷轧板，然后在750～1000℃下进行最终退火。
5.根据权利要求4所述的加工表面粗糙小的成形性优异的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：将具有权利要求1或2所述的钢成分的铁素体系不锈钢板坯加热到1050～1250℃的范围，进行总压下率80％以上的粗热轧，在接着实施的精热轧中，在满足下述全部条件、在低于700℃的温度下进行卷取，
(i)在1050℃以下的总压下率为80～95％；
(ii)最后3道次的总压下率为40～60％，各道次间隔时间为1秒钟以内；
(iii)精轧温度为950℃以下，精轧后2秒钟之内开始水冷。
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