CN115917029A - 铁素体系不锈钢及铁素体系不锈钢的制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢及铁素体系不锈钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明用比以往更低的成本来实现拉深性能及抗皱性能的两方面均优异的铁素体系不锈钢。本发明的铁素体系不锈钢在铁素体系不锈钢的表面所形成的皱折中的波纹度曲线要素的平均高度为15μm以下，并且r值在0.9以上，并且以与轧制方向平行且与宽度方向垂直的平面剖切的截面中的马氏体相的面积比率为0％以上且小于1.0％。

Description

铁素体系不锈钢及铁素体系不锈钢的制造方法
技术领域
本发明涉及铁素体系不锈钢及铁素体系不锈钢的制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢的耐腐蚀性及耐热性优异，在家电产品、烹调器具、建筑用途等的各种各样的领域被使用。另一方面，铁素体系不锈钢的延展性比奥氏体类不锈钢逊色。还有，铁素体系不锈钢存在成型加工时产生皱折，这种皱折存在称为阻碍成型加工品的表面品质以及成型加工后的铁素体系不锈钢的研磨性的问题。
在此，皱折是指在铁素体系不锈钢的表面所产生的表面缺陷，具体是指在铁素体系不锈钢的表面，在与加工方向平行的方向上产生的条带状或细长条状的起伏。“加工方向”是通过成型加工对铁素体系不锈钢的钢带进行拉伸的方向。还有，关于成为皱折产生的原因的成型加工，能够例示冲压加工、拉伸加工、拉制加工等。
为了提高铁素体系不锈钢的延展性，尤其是拉深性能，通常熟知的是减少铁素体系不锈钢中的C及N的含量是有效的方法。另一方面，如果减少铁素体系不锈钢中的C及N的含量，抗皱性能会降低，这也是通常所熟知的。根据这些情况，实现拉深性能以及抗皱性能这两方面均优异的铁素体系不锈钢就成为一直以来要解决的课题。
为了解决上述课题，一直以来都在开展各种各样的研究。例如，专利文献1中公开通过添加满足规定条件的量的Ti，控制析出物的析出量，从而制造r值提高并且抗皱性能也优异的铁素体系不锈钢板的技术。r值(兰克福特值)是表示一般板材的各向异性的特性值，成为表示铁素体系不锈钢的拉深性能优劣的指标。r值越大，表明铁素体系不锈钢的拉深性能越优异。还有，例如专利文献2中公开通过使用规定辊径的工作辊实施冷轧，从而制造r值大的铁素体系不锈钢薄钢板的技术。工作辊是在冷轧之际与轧制对象的金属板直接接触的冷轧机的组件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开平10-130786号公报
专利文献2：日本专利特开昭59-107030号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，专利文献1中公开的技术由于要添加昂贵的元素Ti，因此铁素体系不锈钢板的制造成本变高。专利文献2中公开的技术没有规定用于提高抗皱性能的制造条件以及成分组成，因此，根据这个技术制造的铁素体系不锈钢薄钢板在抗皱性能方面还不能说充分。
本发明的技术方案鉴于上述问题开发而成，目的在于用比以往更低的成本来实现拉深性能及抗皱性能的两方面均优异的铁素体系不锈钢。
用于解决课题的技术方案
为了解决上述课题，本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢是以质量％计含有C：0.12％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：12.0％以上且18.0％以下、N：0.10％以下以及Al：0.50％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的铁素体系不锈钢，在所述铁素体系不锈钢的表面所形成皱折中的波纹度曲线要素的平均高度为15μm以下，并且r值在0.9以上，并且包含以与轧制方向平行且与宽度方向垂直的平面剖切的截面中的马氏体相的面积比率为0％以上且小于1.0％的马氏体相。
为了解决上述课题，本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢的制造方法包括：热轧工序，对以质量％计含有C：0.12％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：12.0％以上且18.0％以下、N：0.10％以下以及Al：0.50％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢坯进行热轧，制造热轧钢带；
软质化退火工序，对所述热轧工序中制造的所述热轧钢带进行退火以使软质化，从而制造以与轧制方向平行且与热轧退火钢带的宽度方向垂直的平面剖切的截面中的马氏体相的面积比率为5.0％以上且30.0％以下，并且除所述马氏体相以外的剩余部分包含铁素体相的所述热轧退火钢带；以及
冷轧工序，对所述软质化退火工序中制造的所述热轧退火钢带进行冷轧，制造冷轧钢带；
在所述冷轧工序中，
将所述热轧退火钢带的厚度与所述冷轧钢带的厚度之差相对于该热轧退火钢带的厚度的比例即总冷轧率设定为60％以上，
针对所述热轧退火钢带，
(ⅰ)使用辊径为200mm以上的第一工作辊，以每一道次的冷轧率在15％以上并且全部道次结束后的冷轧率在所述冷轧率的50％以上的方式进行冷轧，然后，
(ⅱ)使用辊径小于200mm的第二工作辊进一步实施冷轧。
发明效果
根据本发明的技术方案，能够用比以往更低的成本来实现拉深性能及抗皱性能的两方面均优异的铁素体系不锈钢。
附图说明
图1是表示本发明实施方式所涉及的铁素体系不锈钢的制造方法的流程图。
具体实施方式
以下针对本发明实施方式进行详细说明。另外，在本说明书中，将各元素相对于铁素体系不锈钢(以下，简称为“不锈钢”)的含有率简称为含有率。还有，关于与含有率相关的“％”的表示，只要没有特别说明，则是指“质量％”。还有，关于数值X1及数值X2(其中，X1＜X2)，“X1～X2”是指“X1以上且X2以下”。
〔拉深性能以及抗皱性能的提高的机制〕
本发明人等通过深入研究的结果，找到了能够用比以往更低的成本来实现拉深性能及抗皱性能的两方面均优异的不锈钢的有效方案。具体而言，找到了分别适当地设定(ⅰ)软质化退火后的马氏体相的面积比率，以及(ⅱ)冷轧中的工作辊的辊径以及冷轧条件是有效的。以下对相关内容进行说明。
<延展性以及抗皱性能的提高>
首先，对于所述(ⅰ)的方案相关的本发明人等的研究结果进行说明。作为常规知识，已知通过对热轧后的不锈钢的钢带进行软质化退火(详细内容将在后文阐述)，会发生马氏体相的分散。以下，将不锈钢的钢带称为“不锈钢带”。“马氏体相的分散”是指不锈钢带中的奥氏体相转变为马氏体相，该马氏体相在不锈钢带中的铁素体相内分散。马氏体相的分散具有在软质化退火后的冷轧中分割铁素体相的晶团(相似晶体取向的织构)的效果。
在此，皱折是由于不锈钢中晶团沿轧制方向连续存在而产生的一种现象，因此马氏体相的分散在提高抗皱性能方面变为有效的现象。“轧制方向”是在对不锈钢的钢带进行轧制加工之际使该钢带通过轧制装置的方向。
但是，如果马氏体相的分散过度发生，在软质化退火后的不锈钢带中马氏体相的量会过剩地增加。马氏体相是坚硬且高强度的组织，铁素体相是柔软且延展性优异的组织，因此就不能提高不锈钢的延展性。还有，在对软质化退火后的不锈钢带进行冷轧之际，还会成为引发边裂以及钢卷(钢带)断裂等的原因。
另一方面，如果马氏体相的分散少，在软质化退火后的冷轧中马氏体相对铁素体相晶团的分割就会变得不充分，也就不能提高不锈钢的抗皱性能。
基于这些情况，深入研究的结果，本发明人等得出如下见解：关于不锈钢，为了将强度维持为原来的水平并提高延展性及抗皱性能，使马氏体相的分散适度地发生是有效的。具体而言，本发明人等找到了使马氏体相的分散发生对于确保软质化退火后的不锈钢带中马氏体相的面积比率成为5.0～30.0％是有效的。
“软质化退火后的马氏体相的面积比率”是指相对于软质化退火后的不锈钢带中的剖切截面的面积，该剖切截面中所包含的马氏体相区域的总面积的比率。该剖切截面是对软质化退火后的不锈钢带以与轧制方向平行且与该不锈钢带的宽度方向垂直的平面进行剖切时而形成的截面。以下，将软质化退火后的马氏体相的面积比率称为“第一马氏体面积比率”。
第一马氏体面积比率能够使用例如EBSD(electron back scatteringdiffraction：电子背散射衍射)晶体取向解析算出。具体而言，首先，使用搭载于扫描型电子显微镜(SEM)的EBSD检测器获取软质化退火后的不锈钢带的测定面的EBSD图案。关于EBSD图案的获取，例如可以如下设定获取条件。
·测定面：L截面(剖切截面：对软质化退火后的不锈钢带以与轧制方向平行且与该软质化退火后的不锈钢带的宽度方向垂直的平面进行剖切时而形成的截面)
·测定倍率：100～800倍
·测定面积：100～1000μm见方
·测定间距(step size)：0.3～0.8μm
接着，根据获取的EBSD图案，使用QIM(Orientation Imaging Microscopy，取向成像显微技术)解析软件生成IQ(Image Quality，图像质量)图像。IQ图像是通过视见度的高低来表示在热轧退火钢带的测定面上所形成的各组织的图像。马氏体相与铁素体相相比，内部组织复杂，视见度变低。因此，在IQ图像上测定面中的马氏体相区域显现得相对暗淡。另一方面，铁素体相与马氏体相相比，内部组织简单，视见度变高。因此，在IQ图像上测定面中的铁素体相区域显现得相对明亮。通过将该IQ图像二值化，并通过将马氏体相区域的总面积除以测定面的面积，就能够算出第一马氏体面积比率。
本发明人等找到了通过将第一马氏体面积比率设定为5.0％以上，不锈钢的表面上所形成的皱折的波纹高度(详细内容将在后文阐述)比以往变低，不锈钢的表面性状提高，成型加工变得容易。还有，本发明人等找到了通过将第一马氏体面积比率设定为30.0％以下，软质化退火后的不锈钢带的延展性不会降低，冷轧过程中不易发生边裂及钢卷断裂等的冷延展性不良。
<r值的提高>
如果仅采用所述(ⅰ)的方案，虽然不锈钢的延展性会提高，但在拉深性能的提高方面不能说是充分的。对此，本发明人等进一步展开研究，找到了所述(ⅱ)的方案在提高不锈钢的拉深性能方面有效。以下，对于所述(ⅱ)相关的本发明人等的研究结果进行说明。作为常规知识，已知关于不锈钢中作为拉深性能的优劣指标的r值，不锈钢中所生成的、密勒指数为{111}的晶体取向(以下，简称为“{111}晶体取向”)的数量越多，r值越大。{111}晶体取向存在如下倾向：在发生轧制应变的部位生成；因此，在不锈钢中，在轧制应变集中的晶界容易生成。
在此，如果用冷轧中一般所采用的辊径为50～100mm的工作辊对软质化退火后的不锈钢带进行冷轧，则存在如下倾向：轧制应变的集中限于冷轧后的不锈钢带中板厚方向的端部。换言之，存在如下倾向：在冷轧后的不锈钢带中板厚方向的中心部，难以发生轧制应变的集中，难以生成晶界。以下，将不锈钢带中板厚方向的中心部称为“板厚中心部”，将板厚方向的端部称为“板厚表层部”。为了增大r值，需要在从板厚表层部至板厚中心部的所有部分多生成{111}晶体取向，因此，使用所述一般工作辊的话，无法在板厚中心部多生成{111}晶体取向，也就难以增大不锈钢的r值。
根据这些情况，本发明人等考虑到，如果将辊径设定为比所述一般工作辊更大，也许在板厚中心部也容易发生轧制应变的集中，容易生成晶界，也就能更多地生成{111}晶体取向。该考虑是基于如果在所述一般工作辊和增大了辊径的工作辊中不锈钢带的表面和旋转轴之间的距离相同，则增大了辊径的工作辊能够轧制到更靠近板厚中心部的部分。
基于所述考虑进行深入研究的结果，判定如果将工作辊的辊径大小设定为200mm以上，那么在从板厚表层部至板厚中心部的所有部分都有能够生成期望程度的数量的{111}晶体取向的可能性。然而，进一步研究的结果判定，即便将工作辊的辊径大小设定为200mm以上，冷轧中每一道次的冷轧率低，并且如果采用所述工作辊进行冷轧的冷轧率低，则难以在板厚中心部生成期望程度的数量的{111}晶体取向。另外，每一道次的冷轧率是指对于任意道次，前一道次的不锈钢带的厚度与通过一道次后不锈钢带的厚度之差相对于该前一道次的不锈钢带的厚度的比例。
对此，本发明人等进一步进行了研究。其结果得出了以下见解：将工作辊的辊径大小设定为200mm以上，并且将每一道次的冷轧率设定为15％以上，并且将全部道次结束后的冷轧率设定为总冷轧率的50％以上对于提高不锈钢的r值是有效的。在此，总冷轧率是指实施冷轧前的热轧退火钢带的厚度与冷轧钢带的厚度之差相对于该热轧退火钢带的厚度的比例。作为总冷轧率的算出依据的冷轧钢带是指冷轧中的处理全部结束后(在本实施方式中，后述第一冷轧及第二冷轧结束后)的钢带。关于全部道次结束后的冷轧率，将在后文阐述。
也就是说得出了以下见解：通过将工作辊的辊径大小设定为200mm以上，并且将每一道次的冷轧率设定为15％以上，并且将全部道次结束后的冷轧率设定为总冷轧率的50％以上，在从板厚表层部至板厚中心部的所有部分都能够生成期望程度的数量的{111}晶体取向。
另外，在以下的说明中，将辊径为200mm以上的工作辊称为“大径辊”，将辊径小于200mm的工作辊称为“小径辊”。根据这些定义，冷轧中一般所采用的辊径为50～100mm的工作辊属于“小径辊”。
<小结>
如果基于上述(ⅰ)以及(ⅱ)的各方案制造不锈钢，为了提高拉深性能及抗皱性能的两方面，不再需要像以往的制造方法那样添加Ti等昂贵的元素。还有，也不需要设置用于提高拉深性能及抗皱性能的两方面的特殊制造设备。因此，上述(ⅰ)以及(ⅱ)的各方案对于用比以往更低的成本来实现拉深性能及抗皱性能的两方面均优异的不锈钢是有效的。
〔耐腐蚀性以及加工性的提高的机制〕
本发明人等开展更进一步研究的结果找到了通过使基于上述(ⅰ)以及(ⅱ)的各方案而获得的冷轧钢带中的马氏体相消失，能够用比以往更低的成本来实现耐腐蚀性及加工性也优异的不锈钢。
具体而言，在冷轧后的成品退火中，以50℃/s以下的升温速度将冷轧钢带加热至800℃以上且小于Ac1。Ac1是奥氏体相的生成开始温度的基准。通过这种加热处理，从冷轧钢带达到一定温度(约700℃)时刻起，马氏体相开始消失。接着，以800℃以上且小于Ac1的温度范围对加热后的冷轧钢带实施均热5秒以上，从而使冷轧钢带中的马氏体相大致消失。继而，以50℃/s以下的冷却速度对均热后的冷轧钢带实施冷却，目标是让冷轧钢带中的马氏体相消失。
在本说明书中“马氏体相的消失”是指作为最终产品的不锈钢中所包含的马氏体相的面积比率基本为0％，也就是说作为最终产品的不锈钢中马氏体相基本上完全消失。“作为最终产品的不锈钢中所包含的马氏体相的面积比率”是指作为最终产品的不锈钢中的剖切截面中所包含的马氏体相区域的总面积相对于该剖切截面的面积的比率。该剖切截面是对作为最终产品的不锈钢以与轧制方向平行且与该不锈钢的宽度方向垂直的平面进行剖切时而形成的截面。
但是，关于本说明书中“马氏体相的消失”的概念，目标是马氏体相的完全消失(面积比率0％)，容许实施成品退火的结果实际上作为最终产品的不锈钢中残存面积比率小于1.0％的马氏体相。残存的马氏体相如果面积比率小于1.0％，则作为最终产品的不锈钢的耐腐蚀性、加工性均优异。以下，将作为最终产品的不锈钢中所包含的马氏体相的面积比率称为“第二马氏体面积比率”。
本发明人等找到了通过对冷轧钢带实施上述成品退火，能够完成作为母相的铁素体相的再结晶，并使在软质化退火中预期生成的马氏体相(第一马氏体面积比率5.0～30.0％)也消失。再结晶是指在冷轧钢带中生成不包含位错的新晶粒。位错是晶体内部产生的晶格缺陷的一例。还有，本发明人等找到了通过对冷轧钢带实施上述成品退火，还能防止冷轧钢带中生成新的马氏体相。以上所述的从软质化退火到成品退火的一系列手法是从实施软质化退火的时刻起，就与目标是使马氏体相积极消失的一般不锈钢的制造方法不同。
〔成分组成〕
本发明的实施方式所涉及的不锈钢以质量％计含有C：0.12％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：12.0～18.0％、N：0.10％以下、Al：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：1.0％以下、O：0.01％以下、V：0.15％以下、B：0.10％以下、Ti：0.50％以下、Co：0.01～0.50％、Zr：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、Mg：0.0005～0.003％、Ca：0.0003～0.003％、Y：0.01％～0.20％、除Y以外的稀土类金属(REM)：合计0.01～0.10％、Sn：0.001～0.50％、Sb：0.001～0.50％、Pb：0.01～0.10％以及W：0.01～0.50％。另外，在以下的说明中，将本发明的实施方式所涉及的不锈钢简称为“本不锈钢”。
本不锈钢的剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。另外，Mo、Cu、O、V、B、Ti、Co、Zr、Nb、Mg、Ca、Y、REM、Sn、Sb、Pb、W分别都不是本不锈钢的必要元素。这些各元素是任意元素，根据需要含有这些中的至少一种以上元素即可。以下，对于本不锈钢中所包含的各元素进行说明。
<C：0.12％以下>
C是通过与Cr形成碳化物而生成在本不锈钢变形时成为位错的产生源的界面的重要元素。但是，若C添加过剩，会过剩地产生马氏体相，造成本不锈钢的延展性降低。因此，C的含有率设定为0.12％以下。
<Si：1.0％以下>
Si具有在熔炼阶段作为脱氧剂的效果。但是，若Si添加过剩，则本不锈钢硬质化，延展性降低。因此，Si的含有率设定为1.0％以下。
<Mn：1.0％以下>
Mn具有作为脱氧剂的效果。但是，若Mn添加过剩，则MnS的生成量增加，本不锈钢的耐腐蚀性降低。因此，Mn的含有率设定为1.0％以下。
<Ni：1.0％以下>
Ni是奥氏体生成元素，是对控制第一马氏体面积比率及本不锈钢的强度有效的元素。但是，若Ni添加过剩，则奥氏体相超出必要地稳定化，造成本不锈钢的延展性降低，同时本不锈钢的原料成本升高。因此，Ni的含有率设定为1.0％以下。另外，在以下的说明中将软质化退火后的本不锈钢的钢带称为“热轧退火钢带”。软质化退火后的本不锈钢的钢带是本发明所涉及的热轧退火钢带的一例。
<Cr：12.0～18.0％>
Cr是为了在冷轧后本不锈钢的钢带的表面形成钝态皮膜，提高耐腐蚀性所必需的。但是，若Cr添加过剩，则本不锈钢的延展性降低。因此，Cr的含有率设定为12.0～18.0％。另外，在以下的说明中将冷轧后的本不锈钢的钢带称为“冷轧钢带”。冷轧后的本不锈钢的钢带是本发明所涉及的冷轧钢带的一例。
<N：0.10％以下>
N是通过与Cr形成氮化物而生成在本不锈钢变形时成为位错的产生源的界面的重要元素。但是，若N添加过剩，会过剩地产生马氏体相，造成本不锈钢的延展性降低。因此，N的含有率设定为0.10％以下。
<Al：0.50％以下>
Al是对脱氧有效的元素，同时能够减少对冲压加工性造成不良影响的A2类夹杂物。但是，若Al添加过剩，则本不锈钢的表面缺陷增加。因此，Al的含有率设定为0.50％以下。
<Mo：优选为0.5％以下>
Mo是对耐腐蚀性的提高有效的元素。但是，若Mo添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，Mo的含有率优选设定为0.50％以下。
<Cu：优选为1.0％以下>
Cu是对耐腐蚀性的提高有效的元素。Cu的含有率优选设定为1.0％以下。
<O：优选为0.01％以下>
O会生成非金属夹杂物，从而降低本不锈钢的冲击值及疲劳寿命。因此，O的含有率优选设定为0.01％以下。
<V：优选为0.15％以下>
V是对硬度及强度的提高有效的元素。但是，若V添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，V的含有率优选设定为0.15％以下。
<B：优选为0.10％以下>
B是对韧性改善有效的元素。但是，该效果在超过0.10％时饱和。因此，B的含有率优选设定为0.10％以下。
<Ti：优选为0.50％以下>
Ti是形成碳氮化物的元素，抑制热处理时Cr碳氮化物的晶界析出，提高本不锈钢的耐腐蚀性。还有，通过将本不锈钢中的固溶C及固溶N作为碳氮化物进行固定，能减少固溶C及固溶N的含量，提高本不锈钢的r值。进而，通过将本不锈钢中的固溶C及固溶N作为碳氮化物进行固定，能够提高本不锈钢的延展性，同时减少拉伸应变。拉伸应变是由于不锈钢的冲压加工时所产生的数％的屈服伸长率而产生的、形成于不锈钢的表面的微小凹凸。
但是，由于Ti是昂贵的元素，若Ti添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，Ti的含有率优选设定为0.50％以下。
<Co：优选为0.01～0.50％>
Co是对耐腐蚀性及耐热性的提高有效的元素。但是，若Co添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，Co的含有率优选设定为0.01～0.50％。
<Zr：优选为0.01～0.10％>
Zr是对脱氮、脱氧以及脱硫有效的元素。但是，若Zr添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，Zr的含有率优选设定为0.01～0.10％。
<Nb：优选为0.01～0.10％>
和Ti同样，Nb通过将本不锈钢中的固溶C及固溶N作为碳氮化物进行固定，能减少固溶C及固溶N的含量，提高本不锈钢的r值。还有，通过将本不锈钢中的固溶C及固溶N作为碳氮化物进行固定，能够提高本不锈钢的延展性，同时减少拉伸应变。但是，由于Nb是昂贵的元素，若Nb添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，Nb的含有率优选设定为0.01～0.10％。
<Mg：优选为0.0005～0.003％>
Mg在钢液中与Al一起形成Mg氧化物，作为脱氧剂起作用。但是，若Mg添加过剩，则本不锈钢的韧性降低，进而制造性降低。因此，Mg的含有率优选设定为0.0005～0.003％，更优选设定为0.002％以下。
<Ca：优选为0.0003～0.003％>
Ca是对脱气有效的元素。Ca的含有率优选设定为0.0003～0.003％。
<Y：优选为0.01～0.20％>
Y是对热加工性及耐氧化性的提高有效的元素。但是，这些效果在超过0.20％时饱和。因此，Y的含有率优选设定为0.01～0.20％。
<REM：优选合计为0.01～0.10％>
和Y同样，Sc及La等REM(Rare Earth Metal，稀土类金属)对热加工性及耐氧化性的提高有效。但是，这些效果在超过0.10％时饱和。因此，REM的含有率合计优选设定为0.01～0.10％。
<Sn：优选为0.001～0.50％>
Sn是对耐腐蚀性的提高有效的元素。但是，若Sn添加过剩，则热加工性及柔韧度降低。因此，Sn的含有率优选设定为0.001～0.50％。
<Sb：优选为0.001～0.50％>
Sb对于通过促进在轧制时的变形带生成而提高加工性有效。但是，若Sb添加过剩，则该效果饱和，加工性根据添加过剩的Sb的量而降低。因此，Sb的含有率优选设定为0.001～0.50％，更优选设定为0.20％以下。
<Pb：优选为0.01～0.10％>
Pb是对易切削性的提高有效的元素。Pb的含有率优选设定为0.01～0.10％。
<W：优选为0.01～0.50％>
W是对高温强度的提高有效的元素。但是，若W添加过剩，则本不锈钢的原料成本升高。因此，W的含有率优选设定为0.01～0.50％。
<其它>
在本不锈钢中，上述各成分以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是来源于原料及制造工序而混入的杂质，在不影响上述各成分的特性的范围内混入。
〔皱折的波纹高度〕
本不锈钢在表面所形成的皱折的波纹高度为15μm以下。在本说明书中，“本不锈钢的表面所形成的皱折的波纹高度(以下简称为“本不锈钢的波纹高度”)”是指通过如下所示方法而测定的皱折的波纹高度。
首先，从本不锈钢的最终产品中采集JIS Z 2201规定的JIS5号拉伸试验片(以下简称为“第一拉伸试验片”)。接着，使用英斯特朗拉伸试验机，将标距设为50mm，以与轧制方向平行的方向为拉伸方向对第一拉伸试验片进行拉伸。然后，通过该拉伸试验对第一拉伸试验片赋予16％的拉伸应变。继而，使用表面粗糙度测定仪，测定第一拉伸试验片的标定点间部分中与轧制方向正交的方向(换言之，第一拉伸试验片的宽度方向)上测定长度为18mm的波纹高度。
波纹高度是根据JIS B 0601:2001等所规定的表面性状测定而测定的波纹度曲线要素的平均高度。在本实施方式中，根据JIS B 0601:2001所规定的表面性状测定对第一拉伸试验片的波纹度曲线要素的平均高度进行测定。根据该方法测定的波纹度曲线要素的平均高度成为本不锈钢的波纹高度。
对于以往的不锈钢，用上述方法对形成于表面的皱折的波纹高度进行测定时，波纹高度为20～50μm，比本不锈钢的波纹高度变高。由此可以得出结论，本不锈钢的抗皱性能比以往的不锈钢有提高。
〔r值〕
本不锈钢的r值为0.9以上。在本说明书中，“本不锈钢的r值”是指通过如下所示方法算出的r值。
首先，从本不锈钢的最终产品中采集JIS Z 2201规定的JIS13B号拉伸试验片。具体而言，从所述最终产品中分别采集与轧制方向平行的方向成为拉伸方向的第二拉伸试验片，与轧制方向构成45°角度的方向成为拉伸方向的第三拉伸试验片，以及与轧制方向正交的方向成为拉伸方向的第四拉伸试验片。接着，针对第二～第四拉伸试验片，分别将标距设为20mm，使用英斯特朗拉伸试验机进行拉伸。然后，通过该拉伸试验对第二～第四拉伸试验片分别赋予14.4％的拉伸应变。
继而，使用下列(1)式，算出第二～第四拉伸试验片各自的r值。
r＝ln(W/W1)/ln(t/t1)…(1)
在此，W为拉伸试验前的宽度，W1为拉伸试验后的宽度，t为拉伸试验前的厚度，t1为拉伸试验后的厚度。“宽度”是第二～第四拉伸试验片各自的标定点间部分的宽度。“厚度”是第二～第四拉伸试验片各自的标定点间部分的厚度。
接着，使用下列(2)式，算出对第二～第四拉伸试验片各自的r值平均后的平均r值。该平均r值成为本不锈钢的r值。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4…(2)
在此，r0为第二拉伸试验片的r值，r45为第三拉伸试验片的r值，r90为第四拉伸试验片的r值。
对于以往的不锈钢，用上述方法算出r值时，r值为0.6～0.8，比本不锈钢的r值变小。由此可以得出结论，本不锈钢的拉深性能比以往的不锈钢提高。
〔第二马氏体面积比率〕
本不锈钢的第二马氏体面积比率为0％以上且小于1.0％。从提高本不锈钢的耐腐蚀性及加工性的观点出发，第二马氏体面积比率优选为0％。但是，如果第二马氏体面积比率小于1.0％，即便该面积比率高于0％，本不锈钢不仅抗皱性能、拉深性能优异，耐腐蚀性及加工性也优秀。第二马氏体面积比率能够和第一马氏体面积比率同样使用EBSD晶体取向解析来算出。
〔指标值〕
本不锈钢的由下列(3)式所表示的指标值为15～50。该指标值是表示通过退火产生的奥氏体相的最大生成量的指标。在下列(3)式中，各元素符号表示该元素的质量％浓度。
(指标值)＝420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-52Al+470N+189…(3)
退火时生成的奥氏体相能够在冷却过程中转变为马氏体相。因此，以指标值达到15～50的方式对所述(3)式中各元素的质量％浓度进行调整，从而能够对冷却过程中所生成的马氏体相的量进行适当地管理。“适当地管理”具体是指为了使冷却过程中所生成的马氏体相的量达到能够实现拉深性能的提高以及抗皱性能的提高的两方面程度的量，而对通过退火产生的奥氏体相的最大生成量进行控制。还有，通过指标值为15～50，马氏体相的量被适当地管理，因此就容易将第一马氏体面积比率管理为5.0～30.0％。
〔不锈钢的制造方法〕
利用图1对本发明实施方式所涉及的不锈钢的制造方法进行说明。本不锈钢如图1所示，经过熔炼工序S1、热轧工序S2、软质化退火工序S3、冷轧工序S4及退火工序S5的各工序而制造。以下，对各工序进行说明，但本不锈钢的制造方法并不限于图1所示的方法。
<熔炼工序S1及热轧工序S2>
为了制造本不锈钢，首先，在熔炼工序S1中将含有上述各成分的不锈钢熔炼，制造钢坯。在熔炼工序S1中，能够使用不锈钢的一般熔炼装置，并且可以设定一般的熔炼条件。接着，在热轧工序S2中，通过对熔炼工序S1所制造的钢坯进行热轧，制造热轧钢带。该热轧钢带是本发明所涉及的热轧钢带的一例。在热轧工序S2中，能够使用不锈钢的一般热轧装置及热轧条件。
<软质化退火工序S3>
接着，在软质化退火工序S3中，通过对热轧工序S2所制造的热轧钢带进行软质化退火，制造热轧退火钢带。软质化退火是为了使热轧钢带软质化而将均热过程时的最高温度设定为Ac1以上，对热轧钢带进行退火的热处理。通过实施软质化退火使热轧钢带软质化，在其后的冷轧工序S4中热轧退火钢带的厚度的调整变得容易。
一般，当软质化退火中均热过程时的温度超过Ac1，钢带中的奥氏体相的量便开始增加。继而，如果软质化退火的温度进一步升高，钢带中的奥氏体相的量增加到峰值量后转为减少。奥氏体相能够在软质化退火中的冷却过程中转变为马氏体相，因此，第一马氏体面积比率受到因软质化退火而增加的奥氏体相的影响。因此，为了使第一马氏体面积比率为5.0～30.0％，需要将最高退火温度设定为Ac1以上且奥氏体相的量不会过度增加的温度以下。最高退火温度是软质化退火中均热过程时的最高温度。
但是，Ac1终归是回归方程式上的标准温度，与开始生成奥氏体相的实际温度并不一致。对此，本发明人等深入研究的结果，找到了当Ac1小于921时，通过将最高退火温度设为0.76×Ac1+201℃以上且1.10×Ac1-56℃以下，能够将第一马氏体面积比率设定为5.0～30.0％。
另一方面，在Ac1为921以上时，奥氏体相的峰值量本身少，因此，即使峰值量的全量从奥氏体相转变为马氏体相，也能够将第一马氏体面积比率设定为5.0～30.0％。因此，当Ac1为921以上时，不需要将最高退火温度的上限值设为1.10×Ac1-56℃。在此，由于在过度高温的软质化退火会导致热轧退火钢带中的晶粒的粗大化，以及加工时的表面粗糙等特性劣化，因此，决定将最高退火温度的上限值设定为1050℃。
具体而言，最高退火温度如下设定。首先，基于钢坯的组成，算出由下列(4)式所表示的Ac1。在下列(4)式中，各元素符号表示该元素的质量％浓度。该Ac1只要预先算出即可。
Ac1＝35×(Cr+1.72Mo+2.09Si+4.86Nb+8.29V+1.77Ti+21.4Al+40B-7.14C-8.0N-3.24Ni-1.89Mn-0.51Cu)+310…(4)
继而，当通过所述(4)式算出的Ac1小于921时，将最高退火温度设定为0.76×Ac1+201℃以上且1.10×Ac1-56℃以下。另一方面，当通过所述(4)式算出的Ac1为921以上时，将最高退火温度设定为0.76×Ac1+201℃以上且1050℃以下。
软质化退火中升温过程的升温速度优选设定为10℃/sec以上。如果升温速度为10℃/sec以上，能够将升温过程中的升温时间缩短到实用且有意义的程度，因此，本不锈钢的制造所需要的总时间也能缩短到实用且有意义的程度。因此，能够提高本不锈钢的生产率。还有，软质化退火中均热过程的均热时间优选设定为5秒以上。如果均热时间为5秒以上，能够在均热过程中确实地生成奥氏体相。由于奥氏体相在均热过程后的冷却过程中会转变为马氏体相，因此，通过将均热时间设定为5秒以上，将第一马氏体面积比率管理为5.0～30.0％会更加容易。
进而，在软质化退火中的冷却过程的冷却速度设定为5.0℃/sec以上。如果冷却速度小于5.0℃/sec，冷却过程中的冷却时间会超出必要地延长，奥氏体相转变为稳定状态的铁素体相。因此，第一马氏体面积比率会降低到小于5.0％，本不锈钢的抗皱性能会降低到以往的不锈钢以下。据此，为了良好地保证本不锈钢的抗皱性能，所述冷却速度设定为5.0℃/sec以上。
<冷轧工序S4>
接着，在冷轧工序S4中，通过对软质化退火工序S3所制造的热轧退火钢带进行冷轧，制造冷轧钢带。作为冷轧条件，将冷轧工序S4结束后的总冷轧率设定为60％以上。
关于在冷轧工序S4中的冷轧，首先，进行第一冷轧，使热轧退火钢带通过辊径为200mm以上的大径工作辊。辊径为200mm以上的大径工作辊是本发明所涉及的第一工作辊的一例。作为第一冷轧的冷轧条件，将每一道次的冷轧率设定为15％以上，并且将第一冷轧结束后(第一冷轧中的全部道次结束后)的冷轧率设定为总冷轧率的50％以上。第一冷轧结束后(第一冷轧中的全部道次结束后)的冷轧率是指实施第一冷轧前的热轧退火钢带的厚度与全部道次结束后的钢带厚度之差相对于该热轧退火钢带的厚度的比例。
第一冷轧结束后，进行第二冷轧，使通过所述大径工作辊的钢带通过辊径为50～100mm的小径工作辊。辊径为50～100mm的小径工作辊是本发明所涉及的第二工作辊的一例。在第二冷轧中，仅对第一冷轧中未完全轧制的剩余带厚部分进行轧制。第二冷轧结束后的钢带成为冷轧钢带。
在此，对于第一冷轧的结束后进行第二冷轧的理由进行说明。即，在对第一冷轧和第二冷轧进行比较的情况下，如果以两冷轧的轧制率相同为前提，则使用大径工作辊的第一冷轧需要有比使用小径工作辊的第二冷轧更大的轧制载荷。还有，一般是不锈钢会比普通钢坚硬，同时冷轧中越是进入到处理的后半部分，越会发生加工硬化，钢带强度上升。根据这些情况，在冷轧工序S4中如果仅用大径工作辊进行冷轧，必须向钢带施加的轧制载荷会超出从本不锈钢的制造性及生产率的观点出发能够容许的范围直至获得期望的带厚的冷轧钢带。因此，要像本实施方式这样用大径工作辊进行第一冷轧，然后用小径工作辊进行第二冷轧。在本实施方式中，在辊径小于200mm的小径工作辊中，将一般作为小径工作辊而使用的辊径为50～100mm的工作辊用作第二工作辊。
另外，在本实施方式中，在冷轧工序S4中进行第一冷轧之后再进行第二冷轧，但也可以进行第二冷轧之后再进行第一冷轧。但是，不锈钢一般比普通钢坚硬。进而，冷轧中越是进入到处理的后半部分，越会发生加工硬化，钢带强度上升。因此，如果进行第二冷轧之后再进行第一冷轧，为了在第二冷轧后的钢带的板厚中心部发生轧制应变的集中，需要有比进行第一冷轧之后再进行第二冷轧更大的轧制载荷。根据这些情况，考虑到本不锈钢的制造性及生产率，优选像本实施方式这样进行第一冷轧之后再进行第二冷轧。
<退火工序S5>
继而，在退火工序S5中，用再结晶的开始温度以上且Ac1以下的温度对冷轧工序S4所制造的冷轧钢带进行退火。退火工序S5中进行的退火是以在冷轧钢带中铁素体相的再结晶的完成和马氏体相的消失的两全为目的的成品退火。退火工序S5中进行的成品退火和软质化退火工序S3中的软质化退火同样，由升温过程、均热过程以及冷却过程构成。
在升温过程中，用50℃/s以下的升温速度将冷轧钢带加热至再结晶的开始温度以上且Ac1以下的温度。通过将升温速度设定为50℃/s以下，能够在升温过程中使马氏体相消失。在均热过程中，用再结晶的开始温度以上且Ac1以下的温度对升温过程后的冷轧钢带进行均热5秒以上。在本实施方式中，将再结晶的开始温度设定为800℃。通过将再结晶的开始时间设定为800℃，能够在短的均热时间内完成铁素体相的再结晶。但是，再结晶的开始温度不限于800℃，也可以将再结晶的开始温度设定为例如比800℃更低的温度。另一方面，通过将均热温度的上限设为Ac1以下的温度，能够防止冷轧钢带中生成新的马氏体相，还能够使冷轧钢带中残存的马氏体相大致消失。
在冷却过程中，用50℃/s以下的冷却速度对均热过程后的冷轧钢带进行冷却。通过用50℃/s以下的冷却速度进行冷却，在冷却过程的过程中也能够使马氏体相消失。通过对冷轧钢带实施由相关各处理构成的成品退火，在退火工序S5中能够有效地实现冷轧钢带中铁素体相的再结晶的完成和马氏体相的消失的两全。通过退火工序S5的结束，获得作为最终产品的本不锈钢，该本不锈钢的制造结束。
〔总结〕
本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢以质量％计还可以含有从Mo：0.50％以下、Cu：1.0％以下、O：0.01％以下、V：0.15％以下、B：0.10％以下以及Ti：0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢以质量％计还可以含有从Co：0.01％以上且0.50％以下、Zr：0.01％以上且0.10％以下、Nb：0.01％以上且0.10％以下、Mg：0.0005％以上且0.003％以下、Ca：0.0003％以上且0.003％以下、Y：0.01％以上且0.20％以下、除Y以外的稀土类金属：合计0.01％以上且0.10％以下、Sn：0.001％以上且0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.50％以下、Pb：0.01％以上且0.10％以下以及W：0.01％以上且0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢的制造方法的所述钢坯以质量％计还可以含有从Mo：0.50％以下、Cu：1.0％以下、O：0.01％以下、V：0.15％以下、B：0.10％以下以及Ti：0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢的制造方法的所述钢坯以质量％计还可以含有从Co：0.01％以上且0.50％以下、Zr：0.01％以上且0.10％以下、Nb：0.01％以上且0.10％以下、Mg：0.0005％以上且0.003％以下、Ca：0.0003％以上且0.003％以下、Y：0.01％以上且0.20％以下、除Y以外的稀土类金属：合计0.01％以上且0.10％以下、Sn：0.001％以上且0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.50％以下、Pb：0.01％以上且0.10％以下以及W：0.01％以上且0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
〔附录事项〕
本发明并不限于本实施方式，能够在权利要求所示的范围内进行各种变更，将本实施方式分别公开的技术手段适当地组合而得到的实施方式也包含于本发明的技术范围内。
〔实施例〕
对于本发明的实施例及比较例所涉及的铁素体系不锈钢的评价结果在以下进行说明。以下，将本发明的实施例所涉及的铁素体系不锈钢称为“发明钢”，将本发明的比较例所涉及的铁素体系不锈钢称为“比较钢”。在本实施例中，首先，通过在实际操作生产线中进行熔炼，制造具有下列表1所示的组成A～E中的任一个的5种钢坯。构成组成A～E的各元素的含有率均在本发明的技术方案所涉及的铁素体系不锈钢中所包含的各元素的含有率的数值范围内。另外，表1中还列出了组成为A～E各个情况下Ac1的数值。
【表1】
Figure BDA0004012566140000191
基于具有组成E的钢坯而制造的发明钢及比较钢的指标值如所述表1所示为85，成为超出了本发明中优选数值范围的上限值50的结果。之所以得出这样的结果，推测是因为组成E中会影响指标值的Cr的含有率为12.5％。
接着，通过对各组成的钢坯进行热轧，制造板厚3mm、板宽150mm的各组成的热轧钢带。继而，对各组成的热轧钢带，通过用下列表2所示的“实际条件”进行软质化退火及冷轧，制造板厚1mm、板宽150mm的各组成的冷轧钢带。然后，通过对各组成的冷轧钢带进行成品退火，制造第1～第7发明钢以及第1～第18比较钢。
【表2】
Figure BDA0004012566140000211
所述表2中还示出了软质化退火及冷轧的“推荐条件”。所述表2的“推荐条件”栏中所记载的各条件与本实施方式的条件相同。还有，“推荐条件”的“软质化退火”栏中“下限温度”表示最高退火温度的下限值，同栏的“上限温度”表示最高退火温度的上限值。“下限温度”及“上限温度”的各栏中记载的数值是针对组成A的各发明钢及各比较钢，在0.76×Ac1+201℃以上且1050℃以下的算式中代入组成A的Ac1的数值(942)而算出。另一方面，针对组成B～E的各发明钢及各比较钢，在0.76×Ac1+201℃以上且1.10×Ac1-56℃以下的算式中代入组成B～E的各Ac1的数值(811、855、920、710)而算出。
还有，所述表2中还示出了对于第1～第7发明钢及第1～第18比较钢各自的“特性评价”以及“综合评价”。“特性评价”的“波纹高度”栏表示皱折的波纹高度的测定结果。还有，“特性评价”的“r值”栏表示r值的算出结果。另外，皱折的波纹高度的测定方法以及r值的算出方法是与本实施方式相同的方法。“综合评价”中，将皱折的波纹高度为15μm以下，并且r值为0.9以上，并且第二马氏体面积比率为0％以上且小于1.0％的情况评价为“○”。另一方面，如果符合皱折的波纹高度高于15μm，r值小于0.9，或者第二马氏体面积比率为1.0％以上的任意一种情况，则评价为“×”。
所述表2中带下划线的数值表示位于本实施方式的优选数值范围的范围外的数值。还有，所述表2中带下划线的“×”表示全部道次结束后的冷轧率小于总冷轧率的50％。
如所述表2所示，关于第1、第9、第11、第13、第16比较钢，皱折的波纹高度均高于15μm，因此综合评价成为“×”。关于皱折的波纹高度高于15μm，推测是因为第1、第9、第11、第13、第16比较钢的任一个也是第一马氏体面积比率均小于5.0％。也就是说，对于第1、第9、第11、第13、第16比较钢的任一个也是推测钢中晶团的增加量超出了用于提高抗皱性能的容许范围，导致皱折的波纹高度也比15μm更高。
还有，如所述表2所示，关于第1、第9、第18比较钢以外的各比较钢，由于r值小于0.9，因此综合评价成为“×”。关于r值小于0.9的原因，推测为如下说明。首先，对于第2、第3比较钢、第5～第8比较钢、第10～第13比较钢以及第16比较钢，推测其符合总冷轧率小于60％，每一道次的冷轧率小于15％，以及全部道次结束后的冷轧率小于总冷轧率的50％中的至少任一个。也就是说，对于第2、第3比较钢、第5～第8比较钢、第10～第13比较钢以及第16比较钢的任一个也是推测这些比较钢的板厚中心部没有充分地发生轧制应变的集中，因此r值成为小于0.9。
继而，对于第14及第15比较钢，推测第一马氏体面积比率是比30.0％更大。也就是说，对于第14及第15比较钢的任一个也是推测马氏体相超出必要地增加，延展性降低，因此r值成为小于0.9。继而，对于第17比较钢，推测除了总冷轧率小于60％以外，第一马氏体面积比率也大于30.0％，因此r值成为小于0.9。
进而，如所述表2所示，关于第14、第15、第17、第18比较钢，由于第二马氏体面积比率为1.0％以上，因此综合评价为“×”。
另一方面，关于第1～第7发明钢，第3及第4发明钢的特性评价在所有发明钢之中综合来看成为最良好的结果。具体而言，第3发明钢的皱折的波纹高度在所有发明钢之中位列第3低(2.39μm)。之所以成为这样的结果，推测是因为第一马氏体面积比率在所有发明钢之中位列第3高(9.44％)。还有，第3发明钢的r值在所有发明钢之中数值最大(1.12)。之所以成为这样的结果，推测是因为总冷轧率在所有发明钢之中最高(85％)。进而，第3发明钢的第二马氏体面积比率在所有发明钢之中位列第4低(0.17％)。
第4发明钢的皱折的波纹高度在所有发明钢之中数值最低(2.28μm)。还有，第4发明钢的r值在所有发明钢之中数值位列第4大(0.93)。之所以成为这样的结果，推测是因为总冷轧率在所有发明钢之中位列第4高(69％)。进而，第4发明钢的第二马氏体面积比率在所有发明钢之中位列第3低(0.15％)。
产业上的利用可能性
本发明能够用于铁素体系不锈钢及铁素体系不锈钢的制造方法。
符号说明
S1 熔炼工序
S2 热轧工序
S3 软质化退火工序
S4 冷轧工序
S5 退火工序

Claims (6)

1.铁素体系不锈钢，其以质量％计含有C：0.12％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：12.0％以上且18.0％以下、N：0.10％以下以及Al：0.50％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
在所述铁素体系不锈钢的表面所形成的皱折中的波纹度曲线要素的平均高度为15μm以下，并且r值在0.9以上，并且包含以与轧制方向平行且与宽度方向垂直的平面剖切的截面中的马氏体相的面积比率为0％以上且小于1.0％的马氏体相。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计还含有从Mo：0.50％以下、Cu：1.0％以下、O：0.01％以下、V：0.15％以下、B：0.10％以下以及Ti：0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计还含有从Co：0.01％以上且0.50％以下、Zr：0.01％以上且0.10％以下、Nb：0.01％以上且0.10％以下、Mg：0.0005％以上且0.003％以下、Ca：0.0003％以上且0.003％以下、Y：0.01％以上且0.20％以下、除Y以外的稀土类金属：合计0.01％以上且0.10％以下、Sn：0.001％以上且0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.50％以下、Pb：0.01％以上且0.10％以下以及W：0.01％以上且0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
4.铁素体系不锈钢的制造方法，其包括：
热轧工序，对以质量％计含有C：0.12％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：12.0％以上且18.0％以下、N：0.10％以下以及Al：0.50％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢坯进行热轧，制造热轧钢带；
软质化退火工序，对所述热轧工序中制造的所述热轧钢带进行退火以使软质化，从而制造以与轧制方向平行且与热轧退火钢带的宽度方向垂直的平面剖切的截面中的马氏体相的面积比率为5.0％以上且30.0％以下，并且除所述马氏体相以外的剩余部分包含铁素体相的所述热轧退火钢带；以及
冷轧工序，对所述软质化退火工序中制造的所述热轧退火钢带进行冷轧，制造冷轧钢带；
在所述冷轧工序中，
将所述热轧退火钢带的厚度与所述冷轧钢带的厚度之差相对于该热轧退火钢带的厚度的比例即总冷轧率设定为60％以上，
针对所述热轧退火钢带，
(ⅰ)使用辊径为200mm以上的第一工作辊，以每一道次的冷轧率在15％以上并且全部道次结束后的冷轧率在所述总冷轧率的50％以上的方式进行冷轧，然后，
(ⅱ)使用辊径小于200mm的第二工作辊进一步实施冷轧。
5.根据权利要求4所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，所述钢坯以质量％计还含有从Mo：0.50％以下、Cu：1.0％以下、O：0.01％以下、V：0.15％以下、B：0.10％以下以及Ti：0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
6.根据权利要求4或5所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，所述钢坯以质量％计还含有从Co：0.01％以上且0.50％以下、Zr：0.01％以上且0.10％以下、Nb：0.01％以上且0.10％以下、Mg：0.0005％以上且0.003％以下、Ca：0.0003％以上且0.003％以下、Y：0.01％以上且0.20％以下、除Y以外的稀土类金属：合计0.01％以上且0.10％以下、Sn：0.001％以上且0.50％以下、Sb：0.001％以上且0.50％以下、Pb：0.01％以上且0.10％以下以及W：0.01％以上且0.50％以下之中选择的一种或两种以上。
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