JP5362582B2

JP5362582B2 - 耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JP5362582B2
Application number: JP2009543942A
Authority: JP
Inventors: ドレアルヨー、; ジョムヨンチェ、; ジャエソクパク、; スーチャンリー、; スンヤンウォン、
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Co Ltd
Priority date: 2006-12-28
Filing date: 2007-12-27
Publication date: 2013-12-11
Anticipated expiration: 2027-12-27
Also published as: JP2010514928A; WO2008082144A1; CN101573465A; KR100821059B1

Description

本発明は、耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関し、より詳細には、高耐食及び高成形特性を要求する自動車排気系コールドゾーン（ｃｏｌｄｚｏｎｅ）の各種パイプ及びマフラー（ｍｕｆｆｌｅｒ）などに用いられる、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では、耐食性の向上のためにＭｏを添加する。しかし、高価なＭｏを添加した場合、製造コストが上昇する。また、Ｍｏはステンレス鋼の張出成形性を低下させ、かつ延伸率を減少させる。したがって、スタンピングタイプのマフラーなどを成形する場合、ステンレス鋼の破断が頻繁に発生し、かつ、冬のように気温が低い場合には、排気系の末端部などを、低温でＴＩＧ溶接後、パイプを拡管する場合に、破断が頻繁に発生する。

このような問題を解決するために、従来の周知技術をみると、ＥＰ９３０３７５には、成分組成と熱間圧延条件を組み合わせて深絞り性とリッジング耐性を向上させる製造方法が開示されており、日本公開特許公報２０００−３２８１９７には、適正量のＡｌを添加して優れた表面光沢と成形性を改善する方法が開示されており、ならびに、欧州特許ＥＰ７６５７４１には、組成と圧延条件、及び焼鈍条件を最適化して、リッジング耐性及び面内異方性を改善する方法に関する方法が開示されている。

しかし、これらの従来の周知技術では、Ｍｏ添加量を低減させ、耐食性と同時に成形性を向上させるための、組成物及び製造条件については開示されていない。そのため、従来の周知技術による冷却製品の材質は、低温で拡管されるマフラー用及びパイプに必要な高耐食及び高成形性を満たさないという問題がある。

よって、本発明は先行技術のこれらの欠点を解決するために設計されるものであって、したがって、本発明の目的は以下で提供される。

上記の問題を解決すること、及びパイプに好適に採用される、高耐食性、延伸性及び張出成形性を有する冷却薄板高Ｃｒフェライト系ステンレス鋼を提供すること、及びこれらを生産する方法は、本発明の目的である。

延伸率及びフィッティング指数を計算する式であるＥＬ（式１）及びＰ．Ｉ（式２）式を用いて、Ｃｒよりも高価なＭｏを添加する代わりに、耐食性を改善するのに有用である高いＣｒ量を有するステンレス鋼を提供することが、本発明の目的である。ステンレス鋼は、質量当たりのＣ％＋Ｎ％、Ｃ％／Ｎ％及びＴｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）含有量比を最適に調整される。ＴＩＧ溶接部の衝撃遷移温度を低くすべく、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの添加量を調整する。スラブの加熱温度、仕上げ段階における熱間圧延温度、及び熱焼鈍条件は、本発明において制御される。

上記の目的を達成するために、本発明の一態様は、下記式（１）及び（２）を満足する、０．０３重量％以下のＣ、０．５重量％以下のＳｉ、０．５重量％以下のＭｎ、０．０３５重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、１８〜２１重量％のＣｒ、０．５重量％以下のＭｏ、０．０３重量％以下のＮ、０．５重量％以下のＣｕ、０．０５重量％以下のＡｌ、０．２重量％以下のＮｉを含む組成物を含む、耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼であって、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｃｕ、Ａｌ、及びＮｉの含有は重量％であり、合金の残余部はバランス量のＦｅと不可避の不純物からなる。
[式１]
ＥＬ＝−１６２．１×（Ｃ＋Ｎ）−０．２×Ｃｒ−１．１×Ｍｏ−０．２×Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＋４２．２≧３１・・・・・・（１）
[式２]
Ｐ．Ｉ．＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≧２１・・・・・・・・・・・・（２）

組成物はさらに、０．００５重量％以下のＣａ、０．００５重量％以下のＭｇ、０．００５重量％以下のＺｒからなる群より選択される、１つまたはそれ以上の要素を含み得る。

また、Ｃ／Ｎ比が１．０５以下で、かつ、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比は１８〜２５である。

本発明の別の態様において、耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法では、ステンレス鋼に対するスラブは、熱間圧延のために１２３０〜１２８０℃の加熱温度後、仕上げのために７４０〜８５０℃の温度に、その後の熱焼鈍のために９００〜１０００℃に、その後の冷間圧延のために５０％以上の減少率に、その後の冷却焼鈍のために９００〜１０００℃に、その後の素材の粒度をＡＳＴＭ結晶粒度６．３〜７．５の範囲に調整するのにさらされる。

上述のように、本発明のステンレス鋼は、耐食性、延伸率及び張出成形性に優れており、かつ自動車の排気系のマフラー、及び排気系の末端部に適している。さらに、延伸率及びフィッティング指数を計算する式であるＥＬ（式１）及びＰ．Ｉ（式２）式を用いて、耐食性を改善するのに有用であるステンレス鋼は、Ｃｒよりも高価なＭｏを添加する代わりに、高いＣｒ量を有する。ステンレス鋼は、質量当たりのＣ％＋Ｎ％、Ｃ％／Ｎ％及びＴｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）含有量比を最適に調整される。スラブの加熱温度、仕上げ段階における熱間圧延温度、ならびに熱焼鈍及び冷却焼鈍条件は、本発明において制御される。

ＡＳＴＭ結晶粒度の変化に応じた、冷却焼鈍後の２０Ｃｒ−０．３Ｍｏ−Ｔｉ鋼の延伸率の変化を示す。Ｃ／Ｎ比に応じた、２０Ｃｒ−Ｔｉ鋼の延伸率の変化を示す。Ｃ／Ｎ比に応じた、冷却焼鈍後の２０Ｃｒ−Ｔｉ鋼のＡＳＴＭ結晶粒度の変化を示す。Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比の変化に応じた、冷却焼鈍後の２０Ｃｒ−Ｔｉ鋼の延伸率の変化を示す。２０Ｃｒ−ＴｉのＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ添加量に応じた衝撃遷移温度（ＤＢＴＴ）の変化を示す。

以下で、本発明をより詳細に説明する。

本発明のステンレス鋼は、耐食性、延伸率及び張出成形性に優れており、かつ自動車の排気系のマフラー、及び排気系の末端部に適している。さらに、延伸率及びフィッティング指数を計算する式であるＥＬ（式１）及びＰ．Ｉ（式２）式を用いて、耐食性を改善するのに有用であるステンレス鋼は、Ｃｒよりも高価なＭｏを添加する代わりに、高いＣｒ量を有する。ステンレス鋼は、質量当たりのＣ％＋Ｎ％、Ｃ％／Ｎ％及びＴｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）含有量比を最適に調整される。スラブの加熱温度、仕上げ段階における熱間圧延温度、ならびに熱焼鈍及び冷却焼鈍条件は、本発明において制御される。

先行技術において、ＳＴＳ４３６Ｌ鋼が自動車の排気系の末端部用のマフラー及び各種パイプに使用される。ＳＴＳ４３６Ｌ鋼は高価なＭｏを１％〜１．２％含んでおり、製造コストが高い。このため、ＳＴＳ４３６Ｌ鋼の使用には制限があった。

本発明のステンレス鋼は、優れた耐食性及び張出成形性を有しており、このため、本発明のステンレスで作られたパイプは、低温での延伸に適している。さらに、本発明のステンレス鋼は、先行技術と比して低量のＭｏを含む。

本発明の一態様において、上記及び他の目的は、下記式（１）及び（２）を満足する、０．０３重量％以下のＣ、０．５重量％以下のＳｉ、０．５重量％以下のＭｎ、０．０３５重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、１８〜２１重量％のＣｒ、０．５重量％以下のＭｏ、０．０３重量％以下のＮ、０．５重量％以下のＣｕ、０．０５重量％以下のＡｌ、０．２重量％以下のＮｉを含む組成物を含み、であって、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｃｕ、Ａｌ、及びＮｉの含有は重量％であり、合金の残余部はバランス量のＦｅと不可避の不純物からなる、ステンレス鋼の供給によって達成される。
[式３]
ＥＬ＝−１６２．１×（Ｃ＋Ｎ）−０．２×Ｃｒ−１．１×Ｍｏ−０．２×Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＋４２．２≧３１・・・・・・（１）
[式４]
Ｐ．Ｉ．＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≧２１・・・・・・・・・・・・（２）

ステンレス鋼はさらに、０．００５重量％以下のＣａ、０．００５重量％以下のＭｇ、０．００５重量％以下のＺｒからなる群より選択される、１つまたはそれ以上の要素を含み得る。さらに、Ｃ／Ｎ比が１．０５以下で、かつ、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比は１８〜２５である。

次に、本発明のステンレス鋼の成分及び組成を、より詳細に説明する。

Ｃ及びＮは、ＴｉＣ及びＴｉＮを形成する、侵入型元素である。Ｃ及びＮの含有量が高くなると、過剰量のＣはＴｉＣを形成せず、かつ過剰量のＮはＴｉＮを形成しない。過剰量のＣ及びＮは、素材の延伸率及び張出成形性を低下させる。そのため、Ｃの含有量は０．０３％以下に、Ｎの含有量は０．０３％以下に制限される。また、Ｃ＋Ｎの含有量が高くなると、Ｔｉの含有量も増加する。その結果、製鋼性介在物の増加によりかさぶた（ｓｃａｂ）のような表面欠陥が多く発生し、また、連鋳時にノズル詰まり現象が発生する。さらに、固溶Ｃ、Ｎの増加により、延伸率が低下する。そのため、Ｃ＋Ｎ含有量は０．０１４％以下に制限されなければならない。

Ｓｉは、フェライト相形成元素である。Ｓｉは、フェライト相を安定安定させるような役割があり、耐酸化性を改善する。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると、Ｓｉ介在物の増加により表面欠陥が発生しやすくなる。さらに、硬度、降伏強度、引張強度を高め、延伸率を低下させるため、加工性を悪化させる。このため、Ｓｉの含有量は０．５％以下に限定する。

Ｍｎの含有量が高い場合、ＭｎＳが溶出して耐孔食性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量は０．５％以下に限定する。

Ｎｉは、ガンマ相生成元素である。Ｎｉ含有量が過剰である場合、ガンマ相が増加するため、熱間圧延後、コイルを空冷すると、マルテンサイト相の生成が促進される。よって、強度及び硬度が増加して、延伸率が低下する。このため、Ｎｉ添加量は０．２％以下に限定する。

Ｐ及びＳは、ＭｎＳなどの介在物を形成して耐食性及び熱間加工性を阻害する。これらは、できるだけ低くなるように制限しなければならない。このため、Ｐの含有量は０．０３５％以下に、及びＳの含有量は０．０１％以下に限定する。

Ｃｒの含有量が低いと耐食性が低下し、Ｃｒの含有量が高すぎると耐食性は向上する。また、強度が高くなるが、延伸率が悪化するため、加工性は低下する。このため、Ｃｒの含有量は１８〜２１％に限定する。

Ｍｏの含有量が増加すると、耐食性は顕著に向上する、しかし、製造コストが高くなる。強度は高くなるが延伸率が低下するため、加工性が悪化する。したがって、耐食性及び加工性を考慮して、Ｍｏ含有量は０．５％以下に限定する。

Ａｌは、脱酸素剤として添加される元素である。Ａｌを添加すると、表面欠陥を発生させる。このため、Ａｌの含有量は、０．０５％以下に限定する。

Ｃｕは、ガンマ相生成元素である。Ｃｕの含有量が過剰であると、ガンマ相が増加するため、熱間圧延後、コイルを空冷すると、マルテンサイト相の生成が促進される。よって、強度及び硬度の増加により、延伸率が低下する。このため、Ｃｕの含有量は０．５％以下に限定する。

Ｔｉは、添加量が過度に多く添加されると、製鋼性介在物の増加によりかさぶたのような表面欠陥が多く発生し、かつ、連鋳時にノズル詰まり現象が発生する。さらに、固溶Ｔｉ含有量の増加により延伸率が低下する。また、Ｃ＋Ｎ含有量と比べたＴｉ含有量を考慮したＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）比が低いと、粒界腐食が発生するため、耐食性が低下する。このため、Ｔｉ添加量は０．４％以下に限定する。Ｔｉ／Ｃ＋Ｎ比の値は、耐食性及び成形性を考慮して、１８〜２５に限定する。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒからなる群より選択される１つの元素または２つ以上の元素を添加すると、ＴＩＧ溶接時における熱影響部の結晶粒度は微細化して衝撃遷移温度（ＤＢＴＴ）を下げるため、冬のように気温が低い場合には、ＴＩＧ溶接パイプの拡管性を高める。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒを多く添加すると、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの酸化性介在物が発生するため、耐食性が低下する。このため、各元素の添加量は以下のように限定される：Ｃａ含有量は０．００５％以下に、Ｍｇ含有量は０．００５％以下に、及びＺｒ含有量は０．０１％以下に限定する。

本発明の、延伸率の改善のために求めたＥＬ計算式（式１）において、ＥＬ値が３１未満になると、延伸率及び張出成形性が悪化するため、スタンピング時に破断不良が発生する。このため、ＥＬ値は３２以上に限定する。
[式５]
ＥＬ＝−１６２．１×（Ｃ＋Ｎ）−０．２×Ｃｒ−１．１×Ｍｏ−０．２×Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＋４２．２・・・・・・（１）

また、式２のＰ．Ｉ（ＰｉｔｔｉｎｇＩｎｄｅｘ）値が高くなると、耐食性が向上する。したがって、この値を高めるために、ＣｒまたはＭｏの含有量を高めると、延伸率及び張出成形性が低下し、製造コストが高くなる。また、ＣｒまたはＭｏの含有量が低すぎると、耐食性が悪化する。このため、従来のＳＴＳ４３６Ｌ鋼（１％のＭｏが添加された鋼）と同等の耐食性を有するためには、式２のＰ．Ｉ値は２１以上に限定する。
[式２]
Ｐ．Ｉ．＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ・・・・・・・・・・・・（２）

Ｃ％／Ｎ％比については、Ｃ％＋Ｎ％含有量が同じ条件下で、Ｃ％／Ｎ％値が１．０５以上、すなわち、Ｃ含有量がＮ含有量に比べて顕著に高くなると、延伸率の低下及び溶接部の粒界腐食が発生する。このため、Ｃ％／Ｎ％比は１．０５以下に限定する。

Ｔｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）比については、Ｔｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）比が低すぎると、溶接後、溶接部の粒界腐食が発生する。また、Ｔｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）比が高すぎると、固溶Ｔｉ含有量が高くなり、延伸率などの成形性が悪化する。このため、Ｔｉ％／（Ｃ％＋Ｎ％）比は１８〜２５の範囲に限定する。

次に、本発明の製造条件の限定する理由を説明する。

熱間圧延操作中の再結晶は、加熱温度が高いと容易に発生する。しかし、加熱温度が高すぎると、表面欠陥が存在する。このため、スラブの加熱温度は１２３０〜１２８０℃に限定する。

熱間圧延時の仕上げ段階の温度が低いほど、変形蓄積エネルギーが高くなり、焼鈍時の再結晶を助けるため、延伸率が改善される。しかし、熱間圧延時の仕上げ段階の温度が低すぎると、ローラーに素材がくっ付くことによる付着（ｓｔｉｃｋｉｎｇ）欠陥が発生する。このため、熱間圧延時の仕上げ段階の温度の範囲は７４０〜８５０℃に限定する。

素材の冷間減少率が低すぎると、表面欠陥の除去及び表面特性の確保が難しくなる、しかし、冷間減少率が高すぎると、成形性は改善される。このため、素材の製造時の冷間減少率は、５０％以上に限定する。

冷却焼鈍後、延伸率は結晶粒度が６．３≦（素材のＡＳＴＭ結晶粒度）≦７．５の時に最も優れている。このため、結晶粒度はこの範囲内に限定する。

以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。

下記表１のように組成されたフェライト系ステンレス鋼５０Ｋｇを、真空溶解設備にて溶解して、１２０ｍｍ厚のインゴットを製造した。このように製造されたインゴットを１２５０℃で加熱し、１２５０℃〜８００℃の温度で熱間圧延して、３．０ｍｍ厚の熱間圧延板を製造した。これを９５０℃で焼鈍後、酸洗して、１．５ｍｍ及び０．６ｍｍ厚に冷間圧延した。これを９５０℃で冷却焼鈍後、酸洗した。引張試験、エリクセン試験及び画像分析器を用いて冷却焼鈍板の結晶粒度を測定した。また、冷却焼鈍板の孔食電位は、ＫＳＤ０２３８法により試験を行い、Ｖ’ｃ１０における値で５回測定して、平均値として示した。

衝撃遷移温度（ＤＢＴＴ）の測定は、以下の手順に従って行った。

１．５ｍｍ厚の冷却焼鈍板（Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ添加鋼及び米添加鋼）をサーバサイズのＶノッチ衝撃試片を加工した。また、衝撃試験は、＋２０〜−７０゜の範囲において１０℃間隔で測定した。

以下、試験結果を表１に基づいて説明する。

表１は、試片別の化学成分、ＥＬ及びＰ．Ｉ計算値、耐食性（孔食電位）及び張出成形性（エリクセン値）などを示す。

Ｃｒ、Ｍｏ含有量は、本発明鋼においてＰ．Ｉ値が２１以上になるように調整した。本発明鋼を従来のＭｏを１％含有する比較材（試片Ｎｏ．８）を比べた場合、本発明鋼は、比較材と同じ水準の耐食性（孔食電位≧２７７ｍＶ）の値を有することが見い出された。

また、ＥＬ値計算式（式１）を用いてＥＬ値が３１以上になるようにＣ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）含有量を適正に調整した本発明鋼は、耐食性にも優れており、測定された延伸率が３１．７％以上で、かつ張出成形性を示すエリクセン値が９ｍｍ以上であることが分かる。また、Ｃ／Ｎ比が１．０５以下で、かつＴｉ／（Ｃ＋Ｎ）比の値が１９〜２５の範囲に調整された本発明鋼は、この範囲を逸脱した比較材に比べて、延伸率及びエリクセン値が優れていることが分かる。

図１は、冷却焼鈍後の２０Ｃｒ−０．３Ｍｏ−Ｔｉ（試片Ｎｏ．７）鋼における、ＡＳＴＭ結晶粒度の変化に応じた延伸率の変化を示す図である。図１から明らかなように、冷却焼鈍の間、ＡＳＴＭ結晶粒度が６．３≦（粒度）≦７．５の範囲内で、延伸率が最も優れていることが分かる。

図２は、２０Ｃｒ−Ｔｉ添加鋼の、Ｃ／Ｎ含有量に応じた延伸率の変化を示す図である。Ｃ＋Ｎ含有量が１２０ｐｐｍの条件下で、Ｃ／Ｎ含有量比を０．３９、１．０５及び２に変化させた。Ｃ／Ｎ比が１．０５以上だと、延伸率が低下する。

図３は、２０Ｃｒ−Ｔｉ添加鋼の、Ｃ／Ｎ比の変化に応じた冷却焼鈍後のＡＳＴＭ結晶粒度の変化を示す図である。Ｃ／Ｎ比の値が高いほど、同じ冷却焼鈍条件下では、結晶粒度が微細化して延伸率が低下する。したがって、延伸率などの成形性を改善するためには、Ｃ／Ｎ比は１．０５以下に調整しなければならない。その結果、延伸率及び張出成形性が優れていることが分かる。

図４は、２０Ｃｒ−Ｔｉ添加鋼の、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比の変化に応じた冷却焼鈍後の延伸率の変化を示す図である。Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比が低いほど、延伸率に優れているが、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比が１８以下となると、溶接部の粒界腐食が発生する。このため、溶接部の粒界腐食及び延伸率を考慮して、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）比は１８〜２５の範囲に調整してＴｉを添加することが必要である。

図５は、２０Ｃｒ−Ｔｉ添加鋼の、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒの添加及び未添加に応じた衝撃遷移温度の変化を示す図である。ＣａまたはＣａ＋Ｍｇ、Ｃａ＋Ｚｒを添加すると、衝撃遷移温度は−５０℃以下に低下する。この結果、冬のように作業温度が低い場合、ＴＩＧパイプの拡管性に優れている。

表１は、試料当たりの成分、ＥＬ、Ｐ．Ｉ、孔食電位、及び張出成形性（エリクセン値）を示す。

Claims

下記式（１）から（４）を満たす、０．０３重量％以下のＣ、０．５重量％以下のＳｉ、０．５重量％以下のＭｎ、０．０３５重量％以下のＰ、０．０１重量％以下のＳ、１８〜２１重量％のＣｒ、０．５重量％以下のＭｏ、０．０３０重量％以下のＮ、０．５重量％以下のＣｕ、０．０５重量％以下のＡｌ、及び０．２重量％以下のＮｉを含む、耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼であって、各元素の割合は重量当たりのものであり、かつ合金の残余部はバランス量のＦｅ及び不可避の不純物からなる、フェライト系ステンレス鋼。
[式１]
ＥＬ＝−１６２．１×（Ｃ＋Ｎ）−０．２×Ｃｒ−１．１×Ｍｏ−０．２×Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＋４２．２≧３１
[式２]
Ｐ．Ｉ．＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≧２１
[式３]
Ｃ／Ｎ≦１．０５
[式４]
１８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦２５
さらに、０．００５重量％以下のＣａ、０．００５重量％以下のＭｇ、０．００５重量％以下のＺｒからなる群より選択される１つまたは２つ以上の元素を含む、請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
下記式（５）から（８）を満たす、０．０３重量％以下のＣ、０．５重量％以下のＳｉ、０．５重量％以下のＭｎ、０．０３５重量％以下Ｐの、０．０１重量％以下のＳ、１８〜２１重量％のＣｒ、０．５重量％以下のＭｏ、０．０３０重量％以下のＮ、０．５重量％以下のＣｕ、０．０５重量％以下のＡｌ、及び０．２重量％以下のＮｉを含むフェライト系ステンレス鋼を提供するステップと、
[式５]
ＥＬ＝−１６２．１×（Ｃ＋Ｎ）−０．２×Ｃｒ−１．１×Ｍｏ−０．２×Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）＋４２．２≧３１
[式６]
Ｐ．Ｉ．＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ≧２１
[式７]
Ｃ／Ｎ≦１．０５
[式８]
１８≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≦２５
熱間圧延をするために、前記フェライト系ステンレス鋼を１２３０〜１２８０℃の加熱温度にさらした後、７４０〜８５０℃の温度で仕上げをするステップと、
９００〜１０００℃の範囲で前記フェライト系ステンレス鋼を焼鈍するステップと、
冷却圧延をするために、前記フェライト系ステンレス鋼を５０％以上の冷間減少率にさらすステップと、
９００〜１０００℃の温度で前記フェライト系ステンレス鋼を焼鈍するステップと、
素材の粒度を、６．３〜７．５の範囲のＡＳＴＭ結晶粒度に調整するステップと、
を含む、耐食性及び張出成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法であって、各元素の割合は重量当たりのものであり、かつ合金の残余部はバランス量のＦｅ及び不可避の不純物からなる、フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
前記フェライト系ステンレス鋼が、０．００５重量％以下のＣａ、０．００５重量％以下のＭｇ、０．００５重量％以下のＺｒからなる群より選択される１つまたは２つ以上の元素を含む、請求項３に記載の製造方法。