JP6542249B2 - フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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本発明は、特に優れた成形性が要求される耐熱部品の素材となるフェライト系ステンレス鋼板と鋼管、及び特に優れた加工性が要求される成形品の素材となるフェライト系ステンレス鋼板と鋼管、並びにそれらの製造方法に関するものである。
フェライト系ステンレス鋼板は、家電製品、厨房機器、電子機器など幅広い分野で使用されている。例えば、近年では自動車や二輪車の排気管、燃料タンクやパイプ用に使用される素材として、ステンレス鋼板の適用が検討されている。これらの部品では、排気環境ならびに燃料環境における耐食性、耐熱性に加えて、成形するための高加工性が要求される。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼板に比べて、フェライト系ステンレス鋼板は低コストではあるものの成形性に劣るため、用途や部品形状が限定される場合があった。特に、近年では環境規制や軽量化に対応した部品構成の複雑化に伴い、複雑形状化が指向されている。また、部品コスト低減の観点から、部品成形における成形および溶接工程の低減が種々検討されており、従来溶接接合されている箇所に対して、溶接を省略して一体成型加工によって部品を製造する手法が考えられている。これは例えば、鋼板あるいは鋼管を成形加工した後に他部品と溶接接合するという従来工法に対して、鋼板あるいは鋼管に多様な加工（深絞り、張出し、曲げ、拡管など）を組み合わせて一体成型するというものである。
フェライト系ステンレス鋼板あるいは鋼管の成形性や加工性に関する上記のような課題を解決するための工夫はいくつか成されてきた。例えば、加工が厳しい用途に対して特許文献１には、熱間圧延工程における仕上圧延工程の線圧を規定する方法、熱間圧延板焼鈍条件を規定する方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｘ線積分強度比の規定ならびに熱間圧延粗圧延における温度と圧下率を規定し、熱間圧延板焼鈍に加えて中間焼鈍を施す方法が開示されている。
また、特許文献３〜６には、ｒ値を規定するものや破断伸びを規定するものが開示されている。これに対して特許文献７および８では、特に熱延条件を規定する技術が開示されている。これらには、熱延の粗圧延時の最終パス圧下率を４０％以上とする、あるいは少なくとも１パスを圧下率３０％以上とすることが示されている。
更に、特許文献９には、Ｍｏを０．５％以上添加するフェライト系ステンレス鋼に対して、板厚中心領域部の集合組織（｛１１１｝＜１１２＞、｛４１１｝＜１４８＞）を制御して高ｒ値鋼材を得る技術が開示されている。特許文献１０にはＭｏを０．５％以上添加するフェライト系ステンレス鋼に対して、熱延板焼鈍を省略して中間焼鈍組織を制御することで高ｒ値鋼材を得る技術が開示されている。
また、特許文献１１〜１２には、炭素の低減や、成分の調整によって加工性を高める工夫をしたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかし、これらには、２Ｄ拡管をできるほどの加工性はなく、上記の開示内容では不十分であった。
特許文献１３に記載のものは、熱間圧延工程の焼鈍温度や焼鈍時間、圧延率等の条件付けにより、加工性を高めている。この場合、ｒ値が最大で１．６程度である。
特許文献１４に記載のものは、熱間圧延板焼鈍を行うことで加工性を高めている。この場合、０．８ｍｍの鋼板であることが前提であり、またｒ値も最大で１．８程度である。
特許文献１５において、２段焼鈍を行うことで拡管率が１００％を超える鋼管が開示されている。この場合、ｒ値が１．６程度で０．８ｍｍ材が前提とされている。
特許文献１６には、Ｓｉ、Ｍｎ含有量を低減して伸びを改善し、Ｍｇを含有することで凝固組織を細粒化して製品のローピングやリジングを低減するフェライト系ステンレス鋼が開示されている。熱延板焼鈍を行う場合と行わない場合が記載されており、熱延板焼鈍を行わない場合の熱延条件については開示がない。
特許文献１７には、加工肌荒れの小さい成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。伸びの低下抑制のため、Ｓｉ、Ｍｎ含有量を抑制している。仕上げ熱延温度および巻き取り温度を低くして加工肌荒れを低減するとともに、熱延板焼鈍を省略した２回の冷間圧延工程とすることにより、集合組織の制御を行っている。
本発明の第１の目的は、既知技術の問題点を解決し、特に自動車排気部品用として適合する成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および鋼管を効率的に製造することにある。
本発明者は、以下の既知技術の問題点を把握した。
本発明者は、以下の既知技術の問題点を把握した。
特許文献２に記載のｒ値を向上させる方法は、０．８ｍｍ程度の製品厚で冷間圧延圧下率が比較的多くとれる場合に有効であるものの、１ｍｍ厚超の厚手に対しては十分なものではなかった。この理由は、熱間圧延板焼鈍を施した際に、結晶粒径が粗粒化してしまい、冷間圧延前組織の細粒化効果が得られないためと考えられる。更に、これらの製造方法では、効率的な鋼板製造ができない問題がある。
特許文献３〜６に記載のものでは、ｒ値を向上するだけでは加工時に割れが生じる場合があり、具体的には、加工時に発生する、リジングと呼ばれる表面凹凸に起因して割れる場合がある。ここでは、リジングの程度が低い場合を、「リジング特性が良好である」と表現することがある。
特許文献７および８の熱延条件を規定する技術では、表面疵の問題やリジングが十分抑制できない問題がある。
特許文献９に記載の、熱延における粗圧延圧下率と仕上圧延圧下率を０．８〜１．０とする技術では、｛４１１｝＜１４８＞方位の発達によりリジング特性が劣化し、特にその後鋼管にした後の加工性に対して満足な特性が得られないことが判明した。
特許文献１０に記載の、熱延板焼鈍を省略して中間焼鈍組織を制御する技術では、比較的低温で中間焼鈍を施すため、熱延集合組織の改質が十分行われず、製品板のリジングが問題になる場合がある。また、これらの発明の対象は、板厚が１ｍｍ未満の薄板が前提とされているため、１ｍｍ超の比較的厚い鋼板に対しては、冷間圧延圧下率が高く確保できないため、上記の開示内容では不十分である。
本発明の第２の目的は、既知技術の問題点を解決し、加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および鋼管を提供することにある。また効率的に製造することも課題である。既知技術を適用した場合、１ｍｍ超の比較的厚い鋼板からなる鋼管において、２Ｄ拡管加工（直径Ｄの２倍の直径２Ｄにまで、管端を拡大する加工）に耐えうる加工性を具備した鋼板および鋼管は実現できなかった。
上記第１の課題を解決するために、本発明者らはフェライト系ステンレス鋼板およびこれを素材として製造されるフェライト系ステンレス鋼管の成形性に関して、鋼成分および鋼板製造過程における組織、結晶方位学的見地から詳細な研究を行った。その結果、例えば複雑部品に一体成形される排気系部品に施される極めて過酷な成形下において使用される場合、フェライト系ステンレス鋼板の板厚中心層の結晶方位分布差を制御することにより、優れたｒ値およびリジング特性を有することにより、成形の自由度を格段に向上させることが可能となることを知見した。
上記第１の課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ、Ｎｂの一種または２種を０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分を有するステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃とし、粗圧延のパス回数（ｎ回）の中で（ｎ−２）回以上を各々圧下率３０％以上で行うとともに粗圧延終了温度を１０００℃以上とし、仕上温度を９００℃以下とする連続圧延を行い、７００℃以下で巻取り、その後、熱延板焼鈍を省略して、引き続き、少なくとも１回は直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延する中間冷延、８２０〜８８０℃に加熱する中間焼鈍、最終冷延、８８０〜９0５０℃に加熱する最終焼鈍をすることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（２）鋼成分はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（３）前記中間焼鈍工程において、結晶粒度番号を６以上かつ，板厚中心部の｛１１１｝方位強度を３以上にすることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（９）さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１０）本発明のステンレス鋼板を素材として造管された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
（１１）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼板。
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ、Ｎｂの一種または２種を０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分を有するステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃とし、粗圧延のパス回数（ｎ回）の中で（ｎ−２）回以上を各々圧下率３０％以上で行うとともに粗圧延終了温度を１０００℃以上とし、仕上温度を９００℃以下とする連続圧延を行い、７００℃以下で巻取り、その後、熱延板焼鈍を省略して、引き続き、少なくとも１回は直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延する中間冷延、８２０〜８８０℃に加熱する中間焼鈍、最終冷延、８８０〜９0５０℃に加熱する最終焼鈍をすることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（２）鋼成分はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（３）前記中間焼鈍工程において、結晶粒度番号を６以上かつ，板厚中心部の｛１１１｝方位強度を３以上にすることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（８）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（９）さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１０）本発明のステンレス鋼板を素材として造管された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
（１１）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼板。
以上の説明から明らかなように、本発明によれば成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、新規設備を導入することなく効率的に提供することができる。
本発明によれば、優れたｒ値とリジング性を有するフェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能であり、本発明を適用した材料を、特に自動車、二輪用部品として使用することによって、成形の自由度が向上するとともに、部品間の溶接を省略した一体成形等が可能となり、効率的な部品製造が可能となる。即ち、本発明は産業上極めて有益である。
上記第２の課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（４）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成であるステンレス鋼のスラブを熱延する熱延工程において、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃として粗圧延を行い、仕上げ圧延を開始温度が９００℃以上、終了温度が８００℃以上、その差が２００℃以内となるように行い、６００℃以上で巻取りし、
その後、熱延板焼鈍を省略して中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍を行い、
冷延工程において、少なくとも一回、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延し、
中間焼鈍工程において、８００〜８８０℃に加熱し、
最終冷延工程において、６０％以上の圧下率で冷延し、
最終焼鈍工程において、８５０〜９５０℃に加熱することを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（５）鋼成分組成はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）前記中間焼鈍工程において、組織を再結晶完了直前、あるいは結晶粒度番号を６以上の微細組織にすることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１２）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＮｂ：０．０１〜０．５０％を含有し、Ｎｂ含有量が８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１３）さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１４）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１％以上０．５％未満、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１５）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１６）板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１７）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車部品用又は二輪用部品用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１８）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車排気管用、燃料タンク用又は燃料パイプ用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１９）本発明のステンレス鋼板を素材として製造された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
（４）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成であるステンレス鋼のスラブを熱延する熱延工程において、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃として粗圧延を行い、仕上げ圧延を開始温度が９００℃以上、終了温度が８００℃以上、その差が２００℃以内となるように行い、６００℃以上で巻取りし、
その後、熱延板焼鈍を省略して中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍を行い、
冷延工程において、少なくとも一回、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延し、
中間焼鈍工程において、８００〜８８０℃に加熱し、
最終冷延工程において、６０％以上の圧下率で冷延し、
最終焼鈍工程において、８５０〜９５０℃に加熱することを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（５）鋼成分組成はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（６）板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（７）前記中間焼鈍工程において、組織を再結晶完了直前、あるいは結晶粒度番号を６以上の微細組織にすることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
（１２）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＮｂ：０．０１〜０．５０％を含有し、Ｎｂ含有量が８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１３）さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１４）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１％以上０．５％未満、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１５）質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１６）板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であることを特徴とする本発明の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１７）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車部品用又は二輪用部品用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１８）本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車排気管用、燃料タンク用又は燃料パイプ用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
（１９）本発明のステンレス鋼板を素材として製造された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
本発明によれば、成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を、新規設備を導入することなく効率的に提供することができる。１ｍｍ超の比較的厚い鋼板からなる鋼管においても、２Ｄ拡管加工を施すことができる。
本発明によれば、優れたｒ値をもったフェライト系ステンレス鋼板を提供することが可能であり、本発明を適用した材料を、特に自動車や二輪用部品、すなわちマフラーやエキマニ等の排気管、燃料タンクやパイプ用として使用する場合に、成形の自由度が向上するとともに、部品間の溶接を省略した一体成型が可能となり、効率的な部品製造が可能となる。即ち、本発明は工業上極めて有益である。
上記第１の課題を解決することのできる、第１の発明態様について以下に説明する。
以下に本発明の限定理由について説明する。フェライト系ステンレス鋼板の成形性の指標としては、深絞り性の指標であるｒ値、張り出し性の指標である全伸びおよびプレス加工後に生じる表面欠陥のリジングがある。これらの中で、ｒ値とリジングは、鋼の結晶方位が主として作用し、全伸びは鋼成分が主として作用する。これらの特性が良好な程、成形可能サイズが拡大する。ｒ値は，結晶方位の中で｛１１１｝結晶方位（体心立方晶構造において｛１１１｝面が鋼板の板面に平行な結晶粒）が多い程向上する。本発明では，｛１１１｝方位だけではｒ値は決まらず，｛４１１｝方位が影響することを知見した。一方，リジングに関しては，異なる結晶方位を有する結晶粒の集団（コロニー）が圧延方向に展伸して形成される場合に，各コロニー間の塑性変形能差によって鋼板表面に凹凸、即ちリジングが形成される。一般的には，｛１００｝と｛１１１｝方位コロニーの低減がリジング防止に有効とされている。｛１１１｝に関してはｒ値を向上させる結晶方位であるため，ｒ値向上とリジング低減が両立できないことを従来知見は示唆している。そこで，これらを両立させるために、フェライト系ステンレス鋼板の集合組織形成，ｒ値発現性、およびリジング発生機構をミクロ組織学的に詳しく検討を行った。その結果，本発明では｛１００｝方位よりも｛４１１｝方位がリジングの良し悪しと関係が強いことを見出した。これにより、ｒ値とリジングに優れ、極めて成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、およびそれを素材とした鋼管を提供できることを見出した。即ち，本発明では，板厚中心部近傍の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満と規定することで，ｒ値とリジングが両立した成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供する。
ここで、板厚中心部近傍の｛１１１｝強度と｛４１１｝強度は、Ｘ線回折装置を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域の（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得ることにより、求めることができる。板厚中心部近傍とは、サンプル採取の精度を考慮した場合、具体的には板厚中心±０．２ｍｍの領域を意味する。
０．００４％Ｃ−０．４２％Ｓｉ−０．３２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．０００５％Ｓ−１０．７％Ｃｒ−０．１６％Ｔｉ−０．００７％Ｎフェライト系ステンレス鋼板を種々の条件で１．２ｍｍ厚の冷延鋼板とし、集合組織とｒ値およびリジング特性との関係を調べた結果をそれぞれ図１および図２に示す。ここで、集合組織については、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を得、これらから球面調和関数法を用いて３次元結晶方位密度関数を得た。ｒ値の評価は、冷間圧延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１５％歪みを付与した後に（１）式および（２）式を用いて平均ｒ値を算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ） （１）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ （２）
ここで、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と
直角方向のｒ値である。平均ｒ値が高いほど、鋼板の深絞り性や鋼管の曲げおよび拡管性に優れる。リジングの評価は、冷間圧延焼鈍板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して圧延方向に１６％の歪を付与した後，鋼板表面に生じる凹凸の高さを２次元粗さ計で測定してリジング高さとした。リジング特性はリジング高さが低い程優れる。本発明では、極めて成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および鋼管を得ることを目的としているが、平均ｒ値で１．７以上かつリジング高さ１０μｍ未満であれば、厳しい加工にも耐えうる材料である。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ） （１）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
平均ｒ値＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ （２）
ここで、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と
直角方向のｒ値である。平均ｒ値が高いほど、鋼板の深絞り性や鋼管の曲げおよび拡管性に優れる。リジングの評価は、冷間圧延焼鈍板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して圧延方向に１６％の歪を付与した後，鋼板表面に生じる凹凸の高さを２次元粗さ計で測定してリジング高さとした。リジング特性はリジング高さが低い程優れる。本発明では、極めて成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板および鋼管を得ることを目的としているが、平均ｒ値で１．７以上かつリジング高さ１０μｍ未満であれば、厳しい加工にも耐えうる材料である。
図１、図２より、平均ｒ値が１．７以上となるのは｛１１１｝強度が５以上の場合であり、リジング高さが１０μｍ未満となるのは｛４１１｝強度が３未満であることから、本発明範囲を｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満とした。｛１１１｝方位強度の増加に伴いｒ値は向上するが、｛４１１｝方位はｒ値を下げる結晶方位である。また、｛４１１｝方位は｛１１１｝方位に比べて低ｒ値であるため変形時の板厚減少が大きく、リジングの凹部を形成し易くなる。本発明では、従来知見である｛１１１｝方位増加による高ｒ値化に加え、新たに｛４１１｝方位低減による高ｒ値およびリジング低減を見出した。図１、２において、［｛１１１｝強度、｛４１１｝強度］がそれぞれ［６．７、２．４］、［１１．９、２．４］であるプロットは、平均ｒ値、リジング高さともに良好である。
次に鋼の成分範囲について説明する。成分範囲について、％は質量％を意味する。
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させる。特に、｛１１１｝結晶方位の発達は固溶Ｃの影響を大きく受け、０．０３％超の添加により｛１１１｝方位強度が５に達しないため、上限を０．０３％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストを考慮すると０．００２％以上が望ましい。溶接部の粒界腐食性を考慮すると０．０１％以下が望ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるため、全伸びを確保する観点からその含有量は少ないほど良い。また、多量の添加はすべり系の変化をもたらし、｛４１１｝結晶方位の発達と｛１１１｝方位の抑制を促すため、上限を０．９％とした。一方、耐酸化性確保のため、下限を０．０１％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がる他、溶接性を考慮して０．２％以上が望ましい。同様の理由から０．５％以下が望ましい。
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良いが酸化剥離性を考慮して上限を１．０％とした。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％とした。更に、材質を考慮すると０．５％以下が望ましい。製造コストを考慮すると０．１％以上が望ましい。
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様に固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良い。また、多量の添加はすべり系の変化をもたらし、｛４１１｝結晶方位の発達を促すため、上限を０．０５％とした。但し、過度の低減は原料コストの増加に繋がるため、下限を０．０１％とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると０．０２％以下が望ましい。
Ｓは、Ｔｉ含有鋼においてＴｉ4Ｃ2Ｓ2を高温で形成してｒ値向上に有効な集合組織の発達に寄与する。これが発現するのが、０．０００３％からなので、下限を０．０００３％とした。しかしながら、０．０１％超の添加により、｛４１１｝方位が発達し、その強度が３超になってしまう他、耐食性を劣化させるため、上限を０．０１％とした。更に、精錬コストを考慮すると、０．０００５％以上が望ましい。部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると、０．００６０％以下が望ましい。
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、排気部品環境を考慮すると異常酸化抑制の観点から１０％以上が必要である。１０．５％以上が好ましい。一方過度な添加は、硬質となり成形性を劣化させる他、｛１１１｝方位粒の発達を抑制し、｛４１１｝方位粒の発達を促す。また、コストアップの観点から、上限を２０％とした。尚、製造コスト、靭性劣化による鋼板製造時の板破断ならびに加工性を考慮すると、１４％未満が望ましい。
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させる他、｛１１１｝結晶方位の発達は固溶Ｃの影響を大きく受け、０．０３％超の添加により｛１１１｝方位強度が５に達しないため、上限を０．０３％とした。但し、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に、製造コストを考慮すると０．００５％以上が望ましい。加工性及び耐食性を考慮すると０．０１５％以下が望ましい。
本発明は、Ｔｉ、Ｎｂの一種または２種をそれぞれ０．０５〜１．０％含有する。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させるために添加する元素である。Ｃ，Ｎ固定作用はＴｉ含有量０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。０．０６％以上が望ましい。また、Ｔｉを１．０％超添加すると固溶Ｔｉにより硬質化し、｛４１１｝方位が発達してしまう他，靭性が劣化するため、上限を１．０％とした。更に、製造コストなどを考慮すると、０．２５％以下が望ましい。
Ｎｂは、｛１１１｝方位粒の発達による加工性の向上や高温強度の向上に加え，隙間腐食の抑制や再不働態化の促進に有効であるため、必要に応じて添加される。Ｎｂ添加によるこの作用は、０．０５％以上で発現するため、下限を０．０５％とした。但し、１．０％超の添加により粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）に起因して｛４１１｝方位強度が３超になる他、硬質化するためＮｂの上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．５５％以下が望ましい。
本発明のステンレス鋼板は、さらに以下の元素を選択的に含有しても良い。
Ｂは、粒界に偏析することで製品の２次加工性を向上させる元素である。排気管を二次加工する際の縦割れを抑制する他，特に冬場に割れが生じないためには、Ｂを０．０００２％以上添加する必要がある。０．０００３％以上が好ましい。但し、Ｂの過度な添加は｛１１１｝方位粒の抑制や加工性、耐食性の低下をもたらすため、上限を０．００３０％とした。更に、精錬コストや延性低下を考慮すると、０．００１５％以下が望ましい。
Ａｌは、脱酸元素として添加される他，酸化スケールの剥離を抑制する効果があり，その作用は０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。また、Ａｌの０．３％以上の添加は、粗大なＡｌＮ析出によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、伸びの低下、溶接溶け込み性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を０．３％とした。更に、精錬コストを考慮すると０．１５％以下が望ましい。鋼板製造時の酸洗性を考慮すると０．０１％以上が望ましい。
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．１％以上で発現するため、下限を０．１％とした。０．２％以上が好ましい。但し、１．０％を超えるとすべり系の変化が生じて｛４１１｝方位の発達がおこり、その強度が３を超える他、硬質化と応力腐食割れが生じ易くなるため、上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．８％以下が望ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制する元素である。Ｍｏが２．０％を越えると著しく成形性が劣化したり、製造性が悪くなるため、Ｍｏの上限を２．０％とした。更に、｛４１１｝方位粒の発達を抑制し、｛１１１｝方位を先鋭に発達させること、合金コストと生産性を考慮すると０．５％未満が望ましい。Ｍｏ含有による上記効果は０．０１％以上で発現するため，下限を０．０１％とすると好ましい。下限を０．１％とするとより好ましい。
Ｃｕは、隙間腐食の抑制や再不働態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．１％以上から発現するため、下限を０．１％とした。０．３％以上が好ましい。但し、過度な添加は、硬質化する他、｛１１１｝方位粒の発達が抑制されて成形性を劣化させるため、上限を３．０％とした。尚、製造性を考慮すると、１．５％以下が望ましい。
Ｖは、隙間腐食を抑制させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上から発現するため、下限を０．０５％とした。０．１％以上が好ましい。但し、１．０％超のＶ添加によって粗大なＶＮ生成によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、硬質化し成形性を劣化させるため、Ｖの上限を１．０％とした。尚、原料コストを考慮すると、０．５％以下が望ましい。
Ｃａは、脱硫のために必要に応じて添加される。この作用は０．０００２％未満では発現しないため、下限を０．０００２％とする。また、０．００３０％超添加すると水溶性の介在物ＣａＳが生成して｛１１１｝方位の抑制および｛４１１｝方位の発達が生じてｒ値の低下が生じる。また、耐食性を著しく低下させためＣａの上限を０．００３０％とする。更に、表面品質の観点から、０．００１５％以下が望ましい。
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性を向上させる集合組織の発達に寄与する元素である。これは、０．０００２％以上から発現するため、下限を０．０００２％とした。０．０００３％以上が好ましい。但し、０．００３０％超の添加によって粗大なＭｇＯ生成によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、溶接性や耐食性の劣化つながるため、Ｍｇの上限を０．００３０％とした。精錬コストを考慮すると、０．００１０％以下が望ましい。
Ｚｒは、ＣやＮと結合して集合組織の発達を促進するため，必要に応じて０．０１％以上添加する．但し，０．３％超の添加により、粗大なＺｒＮ生成によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、コスト増，製造性を著しく劣化させるため，Ｚｒの上限を０．３％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．１％以下が望ましい。
Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する。３．０％超のＷ添加により、粗大なＷＣ生成によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため，Ｗの上限を３．０％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、２．０％以下が望ましい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．０１％以上添加する。０．３％超の添加により、粗大なＣｏＳ2生成によって｛１１１｝方位強度が５に達しない他、鋼板製造時の靭性劣化やコスト増につながるため，Ｃｏの上限を０．３％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．１％以下が望ましい。
Ｓｎは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため，必要に応じて０．００３％以上添加する。０．００５％以上が望ましい。０．５０％超の添加により、粒界のＳｎ偏析が顕著になり、｛１１１｝方位強度が５に達しない他、鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合があるためＳｎの上限を０．５０％とする。更に，精錬コストや製造性を考慮すると、０．３０％以下が望ましい。更に、０．１５％以下が望ましい。
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げる作用をなす元素である。添加効果を得るため、Ｓｂ添加量を０．００５％以上とする。但し、０．５０％を超えると、粒界のＳｂ偏析が顕著になり、｛１１１｝方位強度が５に達しない他、溶接時に割れが生じるので、Ｓｂの上限を０．５０％とする。高温特性を考慮すると、０．０３％以上が望ましい。更に望ましくは０．０５％以上である。製造コスト及び靭性を考慮すると、０．３０％以下が望ましい。更に望ましくは０．２０％以下である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて０．００１％以上で添加する。下限を０．００２％とすると好ましい。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和する他、粗大酸化物形成によって｛１１１｝方位の発達抑制が生じる。更に、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、０．００１〜０．２０％で添加する。製品の加工性や製造コストを考慮すると、上限を０．１０％とすることが望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）は、一般的な定義に従う。スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加しても良いし、混合物であっても良い。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加しても良いが、０．３％超の添加により粗大硫化物が生成し｛１１１｝方位強度の発達が抑制されｒ値が劣化する。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。更に、製造性やコストの観点から０．００２０％以上が更に好ましい。
Ｔａ、Ｈｆは高温強度向上のために０．００１〜１．０％添加しても良い。また、その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、Ｂｉを必要に応じて０．００１〜０．０２％含有してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが望ましい。
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、製鋼−熱間圧延−酸洗−冷間圧延−焼鈍の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは、所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常の製法とは異なる（通常は、熱間圧延板焼鈍を施す。）ものである。熱間圧延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る方法が一般的な製造方法であるが、これでは冷間圧延前の結晶粒を著しく小さくすることは困難である。冷間圧延前の結晶粒が大きいと粒界面積が減少し、特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位が製品板で発達しないとともに｛４１１｝結晶方位が発達するため，熱延工程での再結晶促進による組織微細化を本発明では見出した。
鋳造されたスラブは，１１００〜１２００℃で加熱される。１２００℃超の加熱では，結晶粒が粗大化し，熱延工程における組織微細化が生じないため｛１１１｝結晶方位が発達せず｛４１１｝結晶方位が発達しｒ値が低くなる。また１１００℃未満においても，加工組織が発達するだけで再結晶が生じないため，製品板のリジングが不良となる。よって，スラブ加熱温度は１１００〜１２００℃とした。更に，生産性や表面疵を考慮すると，１１２０℃以上が望ましい。同様の理由により、１１６０℃以下が望ましい。
スラブ加熱後，複数パスの粗圧延が施されるが，本発明では粗圧延（パス回数ｎ）において，（ｎ−２）回以上を圧下率３０％以上施すことで再結晶が格段に進み，組織微細化が進行することを知見した。これは，粗圧延の歪によって粗圧延から仕上圧延の間における再結晶が進むためである。従来知見の最終パスのみ高圧下率にするような方法や粗圧延と仕上圧延の圧下率の比を規定する方法では、｛４１１｝方位粒の成長が生じるため、ｒ値の向上およびリジングの低減に同時に寄与する再結晶方位の形成が不十分である。粗圧延ならびに仕上圧延における圧下率比のみの規定では、パス間における結晶粒の核生成および成長の結晶方位依存の影響が生じ、十分に所定の方位強度を制御できないためである。本発明では、粗圧延の各パスで可能な限り多数回３０％以上圧延を施すことで再結晶が繰り返し生じることを知見した。そこで、本発明では、パス回数と再結晶挙動を詳細に調査し、（ｎ−２）回以上を３０％以上の圧下率とする。また、粗圧延の各パスの圧下率を規定するだけでは、パス間の再結晶および粒成長を制御することは困難であるため、本発明では粗圧延の終了温度を１０００℃以上とする。これは、終了温度が１０００℃未満では、粗圧延後の再結晶が進まず、｛４１１｝方位を主体とする加工組織が残存してしまい、粗圧延から仕上圧延間で該方位粒が成長して、製品板のｒ値とリジングに悪影響を及ぼすためである。本発明では粗圧延から仕上圧延間における｛４１１｝方位粒の生成および成長を抑制するために、粗圧延終了温度を１０００℃以上とする。
粗圧延後，複数スタンドからなる仕上圧延が一方向に施される。本発明では仕上温度を９００℃以下とする。仕上圧延後は，巻取処理される。巻取温度を７００℃以下とする。ここでは，再結晶を促進するわけではなく，熱延後の冷延・焼鈍における再結晶組織微細化を図るために，加工組織を発達させる。そのため，仕上圧延温度を９００℃以下，巻取温度を７００℃以下として，この間の回復・再結晶を抑制して加工歪の積極的な導入を行う。表面疵や板厚精度を考慮すると，仕上圧延温度は７００℃以上が好ましく，巻取温度は５００℃以上が望ましい。同様に、表面疵や板厚精度を考慮すると，仕上圧延温度は８５０℃以下が好ましく，巻取温度は６５０℃以下が望ましい。尚，成分によっては本範囲において部分的な再結晶が生じる場合があるが，極めて微細な再結晶粒が形成されるので，問題はない。
本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理され、冷間圧延工程に供される。これは、通常の製法とは異なる（通常は、熱間圧延板焼鈍を施す。）ものであり，先述の熱延条件との組み合わせによって、冷間圧延途中で、微細な再結晶粒を得てｒ値の向上とリジング低減の両立を実現するものである。
冷延においては，中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍をこの順番で行う。
中間冷延において、少なくとも１回は直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延する。ロール径を４００ｍｍ以上とすることで，冷延時のせん断歪を抑制し，その後の焼鈍段階でｒ値を低減する結晶方位（例えば｛４１１｝＜１４８＞）の生成を抑制する。
また，途中で施される中間焼鈍においては，再結晶組織を得るが，結晶粒度番号で６以上とする。これが６未満となると結晶粒径が粗大であるため，粒界からの｛１１１｝方位形成が生じにくくなり、逆に｛４１１｝方位粒が形成されるためである。更に，望ましくは６．５未満が良い。また，本発明では製造過程の組織微細化のみでなく，｛１１１｝結晶方位の発達に加えて｛４１１｝結晶方位の抑制が製品の成形性向上に有効であることを知見し，中間焼鈍工程における｛１１１｝方位の強度を３以上とする。これは，その後の最終冷延−最終焼鈍工程での組織形成において，｛１１１｝方位粒および加工粒から｛１１１｝方位の生成頻度が高いことを知見したためで，本発明では中間焼鈍後の｛１１１｝方位強度を３以上とする。更に望ましくは，３．５以上が良い。これらを満足する条件としては，中間焼鈍温度は８２０〜８８０℃とする。通常の中間焼鈍では再結晶粒を粒成長させるため，８８０℃超の温度で焼鈍されるが，本発明では再結晶直後の微細組織を得るために通常よりも低温で焼鈍する。８２０℃未満では未再結晶で｛１１１｝方位強度の発達が生じず、逆に｛４１１｝方位強度が増加するため，下限を８２０℃とした。一方，８８０℃超では粒成長が既に生じ、｛４１１｝結晶粒が優先的に発達してしまうため，上限を８８０℃とした。更に，生産性や酸洗性を考慮すると８３０℃以上が望ましい。また、生産性や酸洗性を考慮すると８７５℃以下が望ましい。
最終冷延後の最終焼鈍については，焼鈍温度を８８０〜９５０℃として，結晶粒度番号を５．５以上に調整する。結晶粒度番号が５．５未満になるとリジングやオレンジピールと呼ばれる肌荒れが顕著になるため，上限を５．５とした。これを満足する焼鈍温度が９５０℃以下であるため，焼鈍温度の上限を９５０℃とした。一方，８８０℃未満では未再結晶組織が部分的に残る場合があるため，下限を８８０℃とした。更に，生産性や酸洗性，表面品質を考慮すると，焼鈍温度は９１０℃以下が好ましく，結晶粒度番号は６．５以上が望ましい。
なお、製造工程における他の条件は適宜選択すれば良い。例えば、スラブ厚さ、熱間圧延板厚などは適宜設計すれば良い。冷間圧延においては、ロール粗度、ロール径、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは本発明の範囲内で適宜選択すれば良い。冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れるに際し、バッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でも構わない。また、焼鈍の雰囲気は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する光輝焼鈍でも、大気中で焼鈍しても構わない。更に、本製品板に潤滑塗装を施して、更にプレス成形性を向上させても良く、この場合、潤滑膜の種類は適宜選択すれば良い。
上記本発明のステンレス鋼板は、ｒ値が高く，リジング高さが低く，プレス成形性に優れている。そのため、本発明のステンレス鋼板を素材として鋼管に造管されたフェライト系ステンレス鋼管は、拡管性も良好であり、優れた成形性を有している。鋼管の製造方法については，適宜選択すれば良く，溶接方法に限定されずＥＲＷ，レーザー，ＴＩＧ等選択すれば良い。
上記本発明のステンレス鋼板を素材として、自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼板とすることができる。特に自動車、二輪用の自動車排気系部品用として使用することによって、成形の自由度が向上するとともに、部品間の溶接を省略した一体成形等が可能となり、効率的な部品製造が可能となる。
上記第２の課題を解決することのできる、第２の発明態様について以下に説明する。
加工性の指標としては、深絞り性の指標としてｒ値がある。ｒ値は主に、鋼の結晶方位に影響を受け、特にγ−ｆｉｂｅｒと呼ばれる、｛１１１｝結晶方位（体心立方構造において｛１１１｝面が鋼板の板面に平行な結晶粒）の割合が高い程向上する。
本発明では、鋼板製造時に中間冷延と最終冷延の間に中間焼鈍を行うことで、製品板の｛１１１｝強度が増大し、同時に、加工性を低下させる原因となる｛３１１｝〈１３６〉集合組織の生成を抑制することが可能であることを知見した。
また、本発明の鋼板の平均ｒ値（ｒm）は、ｒm ≧−１．０ｔ＋３．０となり、優れた加工性を持つ。本発明で製造した実施例（図中白四角）と、比較例として本発明条件から外れたプロセスで作った鋼板（図中黒四角）の平均ｒ値を板厚で整理した図３に示す。板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、本発明で製造したフェライト系ステンレス鋼板の平均ｒ値は、−ｒm ≧−１．０ｔ＋３．０となることから、平均ｒ値と板厚の関係をｒm ≧−１．０ｔ＋３．０とした。また、板厚ｔが１．２ｍｍ以上のとき、鋼管を２Ｄ拡管するには、平均ｒ値が１．８以上必要であることを考慮すると、少なくともｔ≧１．２ｍｍのとき、ｒm ≧−１．０ｔ＋３．０となることが望ましい。
平均ｒ値に及ぼす｛３１１｝〈１３６〉方位強度の関係を図４に示す。２Ｄ拡管に耐えうるのに必要な平均ｒ値が１．８以上となるには、｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上である必要がある。図４にプロットしたデータはいずれも、｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上である。更に、この時、図４から明らかなように｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０以上の場合には、平均ｒ値は非常に低くなる。このことから、本発明範囲を｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上かつ、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満とした。より好ましくは、｛１１１｝〈１１０〉方位強度が７以上かつ、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が２未満である。
本発明では、従来知見である｛１１１｝〈１１０〉方位強度増加による高ｒ値化ではなく、｛３１１｝〈１３６〉方位強度の低減による高ｒ値化を実現した。
また、本発明の鋼板は、結晶粒度番号を６以上に調整すると好ましい。結晶粒度番号が６未満になるとリジングやオレンジピールと呼ばれる肌荒れが顕著になるため、下限を６とした。さらに望ましくは、結晶粒度番号は６．５以上である。
次に、鋼の成分範囲について説明する。成分範囲を示す％はいずれも質量％である。
Ｃは、成形性と耐食性を劣化させる。特に、｛３１１｝結晶方位の発達は固溶Ｃの影響を大きく受けるため、Ｃの含有量は少ないほど良く、上限を０．０３％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、Ｃの下限を０．００１％とした。更に、製造コストを考慮すると０．００２％以上が望ましい。溶接部の粒界腐食性を考慮すると０．０１％以下が望ましい。
Ｎは、Ｃと同様に成形性と耐食性を劣化させる他、｛３１１｝方位粒の発達は固溶Ｎの影響を大きく受けるため、その含有量は少ないほど良く、Ｎの上限を０．０３％とした。ただし、過度の低下は精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に製造コストを考慮すると、０．００５％以上が望ましい。加工性および耐食性を考慮すると、０．０１５％以下が望ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として添加される場合がある他、耐酸化性の向上をもたらす。一方、Ｓｉは固溶強化元素であるため、全伸びを確保する観点からその含有量は１．０％以下が良い。また、多量の添加はすべり系の変化をもたらし｛３１１｝結晶方位の発達を促すためにも、上限を１．０％とした。更に、耐食性を考慮すると０．２％以上が望ましい。０．３％超がより好ましい。０．３２％以上がさらに好ましい。０．４％以上が好ましい。製造コストを考慮すると０．５％以下が望ましい。
Ｍｎは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量の上限を３．０％とした。更に、耐食性を考慮すると０．１％以上が望ましい。０．３％超がより好ましい。０．３２％以上がさらに好ましい。０．４％以上が好ましい。また、製造コストを考慮すると０．５％以下が望ましい。
Ｐは、ＭｎやＳｉ同様、固溶強化元素であるため、材質上その含有量は少ないほど良い。また、多量の添加はすべり系の変化をもたらし｛３１１｝結晶方位の発達を促すため、上限は０．０４％とした。更に、製造コストを考慮すると０．０１％以上が望ましい。耐食性を考慮すると０．０２％以下が望ましい。
Ｓは、耐食性を劣化させる元素であるため、上限を０．０１％とした。一方、Ｔｉ添加鋼の場合、Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2を高温で形成してｒ値向上に有効な集合組織の発達に寄与する。これが発現するのが０．０００３％からなので、Ｓの下限を０．０００３％とした。更に、製造コストを考慮すると０．０００５％以上が望ましい。部品とした際の隙間腐食抑制を考慮すると０．００５０％以下が望ましい。
Ｃｒは、耐食性や耐酸化性を向上させる元素であり、排気部品環境を考慮すると異常酸化抑制の観点から１０％以上が必要である。１０．５％以上が好ましい。一方、Ｃｒの過度な添加は硬質化をもたらし成形性を劣化させる他、｛１１１｝方位粒の発達を抑制し、｛３１１｝方位粒の発達を促す。また、コストアップの観点から、Ｃｒの上限は３０％とした。なお、製造コストや靭性劣化による鋼板製造時の板破断ならびに加工性を考慮すると、１５％未満が望ましい。１５％以上の添加では、硬質化により｛３１１｝方位粒の発達が起こりやすくなる。さらに、上限値は１３％以下が好ましい。
Ａｌは、脱酸元素として添加される他、酸化スケールの剥離を抑制する効果がある。Ａｌ含有量は０．０１％以上が望ましい。一方、０．３００％を超える添加は、伸びの低下、溶接溶け込み性および表面品質の劣化をもたらすため、Ａｌの上限を０．３００％とした。更に、精錬コストと鋼板製造時の酸洗性を考慮すると、０．１５％以下が望ましい。
本発明のステンレス鋼板は、ＴｉとＮｂの１種又は２種を含有する。
Ｔｉは、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させるために添加する元素である。Ｃ，Ｎの固定作用はＴｉ濃度０．０５％から発現し、０．０５％未満の添加では、｛３１１｝結晶方位の発達に大きく影響する固溶Ｃおよび固溶Ｎを十分に固着できないため、Ｔｉの下限を０．０５％とした。０．０６％以上が望ましい。また、０．３０％超の添加は固溶Ｔｉにより硬質化し、｛３１１｝方位粒が発達してしまう他、靭性が劣化するため、Ｔｉの上限を０．３０％とした。更に製造コスト等を考慮すると、０．２５％以下が望ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、Ｃ，Ｎ，Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させるために添加する元素である。また、｛１１１｝方位粒の発達による加工性の向上や高温強度の向上に加え、隙間腐食の抑制や再不動態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は、Ｎｂ濃度０．０１％以上で発現するため、Ｎｂの下限を０．０１％とした。０．０５％以上が望ましい。ただし、Ｎｂの過度な添加は硬質化をもたらし成形性を劣化させる他、｛１１１｝方位粒の発達を抑制し、｛３１１｝方位粒の発達を促すため、Ｎｂの上限を０．５０％とした。更に製造コスト等を考慮すると、０．３％以下が望ましい。
さらに、ＴｉとＮｂの含有量合計は、炭素および窒素が多量の場合には８（Ｃ＋Ｎ）未満、炭素および窒素が少量の場合でも０．０５％未満ではその効果が乏しい。また、ＴｉとＮｂの含有量合計が０．７５％を超えると、固溶Ｔｉおよび固溶Ｎｂが増えて再結晶温度が上昇し好ましくない。そのため、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５％の小さい値以上であり、０．７５％以下であることとする。
本発明のステンレス鋼板はさらに、以下の元素を選択的に含有すると好ましい。
Ｂは、粒界に偏析することで製品の二次加工性を向上させる元素である。排気系部品を二次加工する際の縦割れを抑制する他、特に冬場に割れが生じないためには、Ｂを０．０００２％以上添加する必要が有る。０．０００３％以上が望ましい。ただし、過度の添加は｛１１１｝方位粒の抑制や加工性、耐食性の低下をもたらすため、Ｂの上限を０．００３０％とした。更に、精錬コストや延性低下を考慮すると、０．００１５％以下が望ましい。
Ｎｉは、隙間腐食の抑制や再不動態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は０．１％以上で発現するため、Ｎｉの下限を０．１％とした。さらに望ましくは０．２％以上である。但し、Ｎｉの過度な添加は硬質化し成形性を劣化させる他、応力腐食割れが生じやすくなるため、Ｎｉの上限を１．０％とした。なお、原料コストを考えると０．８％以下が望ましい。さらに望ましくは０．５％以下である。
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する場合には隙間腐食を抑制する元素である。この効果は０．１％以上で発現するため、Ｍｏの下限を０．１％とした。また、Ｍｏが２．０％を超えると著しく成形性が劣化したり、製造性が悪くなる。更に、Ｍｏは適量ならば、｛３１１｝方位粒の発達を抑制し｛１１１｝方位を先鋭に発達させるが、過度の添加は固溶Ｍｏにより硬質化し、｛３１１｝方位粒が発達してしまうため、Ｍｏの上限を２．０％とした。合金コストと生産性を考慮すると、０．５％以下が望ましい。
Ｃｕは、隙間腐食の抑制や再不動態化を促進させるため、必要に応じて添加される。この作用は０．１％以上で発現するため、Ｃｕの下限を０．１％とした。０．１５％以上が好ましい。但し、過度な添加は硬質化する他、成形性を劣化させるため、Ｃｕの上限を３．０％とした。１．０％以下が好ましい。
Ｖは、隙間腐食を抑制させるため、必要に応じて添加される。この作用は、０．０５％以上から発現するため、Ｖの下限を０．０５％とした。０．１％以上が望ましい。但し、過度な添加は、硬質化し成形性を劣化させるため、Ｖの上限を１．０％とした。なお、原料コストを考慮すると、０．５％以下が望ましい。
Ｃａは、脱硫のために必要に応じて添加される。この作用は０．０００２％未満では発現しないため、下限を０．０００２％とする。また、０．００３０％超添加すると水溶性の介在物ＣａＳが生成してｒ値の低下が生じる。また、耐食性を著しく低下させためＣａの上限を０．００３０％とする。更に、表面品質の観点から、０．００１５％以下が望ましい。
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、成形性を向上させる集合組織の発達に寄与する元素である。これは、０．０００２％以上から発現するため、Ｍｇの下限を０．０００２％とした。０．０００３％以上が望ましい。ただし、過度な添加は、溶接性や耐食性の劣化につながるため、Ｍｇの上限を０．００３０％とした。精錬コストを考慮すると、０．００１０％以下が望ましい。
Ｓｎは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００５％以上添加する。０．００３％以上が望ましい。ただし、０．５０％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れが生じる場合が有るため、Ｓｎの上限を０．５０％とする。更に、精錬コストや製造製を考慮すると、０．３０％以下が望ましい。
Ｚｒは、ＣやＮと結合して集合組織の発達を促進するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。０．０３％以上が望ましい。但し、０．３０％超の添加によりコスト増になる他、製造性を著しく低下させるため、Ｚｒの上限を０．３０％とする。更に、精錬コストや、製造製を考慮すると、０．２０％以下が望ましい。
Ｗは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。ただし、３．０％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化やコスト増に繋がるため、Ｗの上限を３．０％とする。更に、精錬コストや製造法を考慮すると、０．１０％以下が望ましい。
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．０１％以上添加する。０．３０％超の添加により鋼板製造時の靭性劣化やコスト増に繋がるため、Ｃｏの上限を０．３０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．１０％以下が望ましい。
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げる作用をなす元素である。これは、０．００５％以上から発現するため、Ｓｂの下限を０．００５％とした。０．０３％以上が望ましい。さらに望ましくは、０．０５％以上である。但し、０．５０％を超えると、Ｓｂ偏析が生じて、溶接時に割れが生じるので、Ｓｂの上限は０．５０％とする。高温特性と製造コストおよび靭性を考慮すると、０．３０％以下が望ましい。さらに望ましくは、０．２０％以下である。
ＲＥＭ（希土類元素）は、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて０．００１％以上添加する。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの硫化物による耐食性低下を生じるため、ＲＥＭを０．００１〜０．２０％で添加する。下限を０．００２％とすると好ましい。製品の加工性や製造コストを考慮すると、上限を０．１０％とすることが望ましい。ＲＥＭは、一般的な定義に従う。スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加しても良いし、混合物であっても良い。
Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．３％以下で添加しても良いが、０．３％超の添加により粗大硫化物が生成し｛１１１｝〈１１０〉方位強度の発達が抑制される。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００２％とする。更に、製造性やコストの観点から０．００２０％以上が更に好ましい。
Ｔａ、Ｈｆは高温強度向上のために０．００１％〜１．０％添加しても良い。０．０１％以上で効果があり、０．１％以上でさらに高強度が得られる。また、Ｂｉを必要に応じて０．００１〜０．０２％含有しても構わない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な不純物元素はできるだけ低減することが望ましい。
上記本発明のステンレス鋼板を素材として、自動車部品用又は二輪用部品用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板、さらに具体的には、上記本発明のステンレス鋼板を素材とする自動車排気管用又は燃料タンク乃至燃料パイプ用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とすると好ましい。自動車部品又は二輪用部品、具体的には自動車排気管又は燃料タンク乃至燃料パイプを製造するに際して本発明のステンレス鋼板を用いることにより、成形の自由度が向上するとともに、部品間の溶接を省略した一体成型が可能となり、効率的な部品製造が可能となる。
また、上記本発明のステンレス鋼板を素材として製造された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管は、１ｍｍ超の比較的厚い鋼板からなる鋼管において、２Ｄ拡管加工（直径Ｄの２倍の直径２Ｄにまで、管端を拡大する加工）に耐えうる加工性を具備している。
次に製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は製鋼−熱間圧延−酸洗した後、冷間圧延と焼鈍を繰り返す工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼を、転炉溶製し続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される。
本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常の製法とは異なる（通常は熱間圧延板焼鈍を施す）ものである。熱間圧延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る方法が一般的な製造方法であるが、これでは冷間圧延前の結晶粒を著しく小さくすることは困難である。冷間圧延前の結晶粒が大きいと粒界面積が減少し、特にｒ値を向上させる｛１１１｝結晶方位が製品板で発達しないとともに、｛３１１｝結晶方位が発達する。そのため、本発明においては熱間圧延板焼鈍を施さずに熱延工程での再結晶促進による組織微細化を利用する。
鋳造されたスラブは、１１００〜１２００℃で加熱される。１２００℃超の加熱では、結晶粒が粗大化し、熱延工程における組織微細化が生じないため、｛１１１｝結晶方位が発達せず、｛３１１｝結晶方位が発達し、ｒ値が低くなるので好ましくない。また、１１００℃未満においても、加工組織が発達するだけで再結晶が生じないため、｛１１１｝結晶方位が発達せず、｛３１１｝結晶方位が発達し、ｒ値が低くなるのに加えて、製品板のリジング特性も不良となる。よって、好ましいスラブ加熱温度は１１００〜１２００℃とした。更に、生産性を考慮すると１１６０℃以下が望ましい。表面疵を考慮すると１１２０℃以上が望ましい。
スラブ加熱後、熱間圧延工程では、複数パスの粗圧延が施され、複数スタンドからなる仕上圧延が一方向に施される。粗圧延後、高速で仕上げ圧延が施され、コイル状に巻き取られる。本発明では、巻取り時に微細な再結晶組織を得るために、粗圧延温度と、巻取温度を規定する。成形性を向上させるためには、巻取後に再結晶させ、微細組織にすることが重要である。巻取後に微細組織にすることで、その後の冷延工程で剪断変形を抑制し、｛３１１｝集合組織の形成を減らし、また｛１１１｝集合組織をより発達させることが可能となる。そのため、巻取温度が低すぎると巻取時に再結晶が生じないため、仕上げ圧延は高温かつ高速で行う必要がある。そこで、仕上げ圧延を開始温度が９００℃以上、終了温度が８００℃以上、その差が２００℃以内、巻取温度も６００℃以上で行うよう規定する。開始温度が、９５０℃以上、終了温度が８２０℃以上、その差が１５０℃以内となるのが望ましい。
本発明では、熱間圧延板焼鈍を施さずに酸洗処理され、冷間圧延工程に供される。これは、通常の製法とは異なる（通常は熱間圧延板焼鈍を施す）ものであり、前述の熱延条件との組み合わせによって冷間圧延途中で、微細な再結晶粒を得てｒ値の向上を実現するものである。また冷間圧延工程は、中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍をこの順序で行う。
冷間圧延条件においては、可逆式の２０段ゼンジミア圧延機や６段あるいは１２段圧延機でも、複数パスを連続的に圧延するタンデム圧延機で実施してもよい。ただし、少なくとも１回、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延する。ロール径を４００ｍｍ以上とすることで、冷延時の剪断歪を抑制し、その後の焼鈍段階でｒ値を低減する結晶方位である｛３１１｝〈１３６〉の生成を抑制する。このような大径ロール圧延は中間冷延時に行うことが望ましい。
また、途中で施される中間焼鈍において、再結晶組織あるいは再結晶完了直前の組織を得るが、再結晶完了時の結晶粒度番号は６以上にすると好ましい。これが６未満となると結晶粒径が粗大であるため、粒界からの｛１１１｝方位形成が生じにくくなり、特に厚手材においてｒ値向上の妨げとなる。更に望ましくは６．５以上が良い。これを満足する条件としては、中間焼鈍温度は８００〜８８０℃とする。通常の中間焼鈍では再結晶粒を成長させるために８８０℃超の温度で焼鈍されるが、本発明では、再結晶完了直前、あるいは直後の微細組織を得るために、通常よりも低温で焼鈍する。８００℃未満では未再結組織となるため、下限を８００℃とした。更に生産性や酸洗性を考慮すると８２５℃以上が望ましい。また、生産性や酸洗性を考慮すると８７０℃未満が望ましい。ここで、再結晶完了組織とは、全ての粒が等軸状に再結晶した組織であり、完了直前の組織とは、等軸状の結晶粒に加えて、わずかに伸展した未再結晶組織が残存した組織を意味する。
最終冷延については、圧下率が高くなると、再結晶の駆動力となる蓄積エネルギーが増大し、｛１１１｝結晶方位が優先核生成、選択成長しやすくなるため、少なくとも６０％以上の圧下率で冷延するものとする。
最終冷延後の最終焼鈍については、焼鈍温度を８５０〜９５０℃として、結晶粒度番号を６以上に調整する。結晶粒度番号が６未満になるとリジングやオレンジピールと呼ばれる肌荒れが顕著になるため、好ましくは上限を６とした。結晶粒度番号は６．５以上が望ましい。更に生産性や酸洗性、表面品質を考慮すると、焼鈍温度は８８０℃以上が望ましい。また、生産性や酸洗性、表面品質を考慮すると、焼鈍温度は９１０℃以下が望ましい。
上記第１の発明態様についての実施例を以下に説明する。
表１−１、表１−２に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、熱延後、熱延板焼鈍を省略して冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍を施して１．２ｍｍｔの製品板を得た。尚、熱延条件については、粗圧下率／仕上げ圧下率についても検討を行い、各鋼の特性を調べた。各鋼に対して表２−１、表２−２、表２−３に示す製造条件で製造した。板厚中心部近傍の｛１１１｝強度と｛４１１｝強度、平均ｒ値、リジングの評価方法は前述のとおりである。
本発明例の鋼はｒ値が高く，リジング高さが低いことが明らかであり，プレス成形性に優れていることが分かる。また，表２−１〜表２−３には鋼板を素材としてＥＲＷ鋼管を製造し，拡管試験を行った結果を示す。拡管試験は，６０°の円錐コーンを用いて２Ｄ拡管（素管直径の２倍まで管端を拡げる）試験を行い，割れなかった場合をＡ，割れた場合をＸとした。これより，本発明の鋼管は優れた成形性を有していることが確認される。
上記第２の発明態様についての実施例を以下に説明する。
表３−１、表３−２に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに鋳造し、５ｍｍｔまで熱延後、熱延板焼鈍を省略（一部比較例では熱延板焼鈍実施）して中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍を施して種々の厚さの製品板を得た。各鋼に対して、表４−１〜表４−３に示す製造条件で製造した。
なお、集合組織の測定は、Ｘ線回折装置（理学電気興業株式会社製）を使用し、Ｍｏの−Ｋα線を用いて、板厚中心領域（機械研磨と電解研磨の組み合わせで中心領域を現出）の（２００）、（１１０）、（２１１）正極点図を得、これから球面調和関数を用いてＯＤＦ（Orientation Distribution Function）を得た。この測定結果に基づいて、｛１１１｝〈１１０〉方位強度、｛３１１｝〈１３６〉方位強度を算出した。
平均ｒ値（ｒm）の評価は、製品板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して、圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に１４．４％歪を付与した後に（３）式および（４）式を用いて算出した。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ） （３）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
ｒm＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ （４）
ここで、ｒmは平均ｒ値、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と９０°方向のｒ値である。
ｒ＝ｌｎ（Ｗ0／Ｗ）／ｌｎ（ｔ0／ｔ） （３）
ここで、Ｗ0は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ0は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚である。
ｒm＝（ｒ0＋２ｒ45＋ｒ90）／４ （４）
ここで、ｒmは平均ｒ値、ｒ0は圧延方向のｒ値、ｒ45は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ90は圧延方向と９０°方向のｒ値である。
また、表４−１〜表４−３にはこの鋼板を素材としてＥＲＷ鋼管を製造し、拡管試験を行った結果を示す。拡管試験は６０°の円錐コーンを用いて２Ｄ拡管（素管の２倍まで管端を拡げる）試験を行い、割れなかった場合をＡ、割れた場合をＸとした。
表３−１、表３−２、表４−１〜表４−３から明らかなように、本発明例の鋼は平均ｒ値と板厚の関係がｒm ≧−１．０ｔ＋３．０の関係を満たしており、プレス成形性に優れる。また、２Ｄ拡管試験結果はいずれも「Ａ」である。これより、本発明の鋼管は優れた成形性を有していることが確認される。
Claims (19)
- 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｔｉ、Ｎｂの一種または２種を０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分を有するステンレス鋼スラブを熱間圧延する際、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃とし、粗圧延のパス回数（ｎ回）の中で（ｎ−２）回以上を各々圧下率３０％以上で行うとともに粗圧延終了温度を１０００℃以上とし、仕上温度を９００℃以下とする連続圧延を行い、７００℃以下で巻取り、その後、熱延板焼鈍を省略して、引き続き、少なくとも１回は直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延する中間冷延、８２０〜８８０℃に加熱する中間焼鈍、最終冷延、８８０〜９0５０℃に加熱
する最終焼鈍をすることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 鋼成分はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記中間焼鈍工程において、結晶粒度番号を６以上かつ，板厚中心部の｛１１１｝方位強度を３以上にすることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
前記成分組成であるステンレス鋼のスラブを熱延する熱延工程において、スラブ加熱温度を１１００〜１２００℃として粗圧延を行い、仕上げ圧延を開始温度が９００℃以上、終了温度が８００℃以上、その差が２００℃以内となるように行い、６００℃以上で巻取りし、
その後、熱延板焼鈍を省略して中間冷延、中間焼鈍、最終冷延、最終焼鈍を行い、
冷延工程において、少なくとも一回、直径が４００ｍｍ以上のロールを用いて４０％以上の圧下率で冷延し、
中間焼鈍工程において、８００〜８８０℃に加熱し、
最終冷延工程において、６０％以上の圧下率で冷延し、
最終焼鈍工程において、８５０〜９５０℃に加熱することを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 鋼成分組成はさらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であること
を特徴とする請求項４又は請求項５に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。 - 前記中間焼鈍工程において、組織を再結晶完了直前、あるいは結晶粒度番号を６以上の微細組織にすることを特徴とする請求項４〜請求項６のいずれか１項に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０１〜０．９％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．０００３〜０．０１％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼で、板厚中心部の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であり、結晶粒度番号が５．５以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｗ：０．０１〜３．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｓｎ：０．００３〜０．５０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項８に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項８又は請求項９に記載のステンレス鋼板を素材として造管された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
- 請求項８又は請求項９に記載のステンレス鋼板を素材とする自動車排気系部品用フェライト系ステンレス鋼板。
- 質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＮｂ：０．０１〜０．５０％を含有し、Ｎｂ含有量が８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１２記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１％以上０．５％未満、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 質量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０００３〜０．０１００％、Ｃｒ：１０〜３０％、Ａｌ：０．３００％以下、Ｍｏ：０．１〜２．０％、およびＴｉ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％の１種または２種を含有し、ＴｉとＮｂの合計が、８（Ｃ＋Ｎ）または０．０５の小さい値〜０．７５％であり、
さらに質量％にて、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｎ：０．００５〜０．５００％、Ｚｒ：０．０１〜０．３０％、Ｗ：０．０１〜３．００％、Ｃｏ：０．０１〜０．３０％、Ｓｂ：０．００５〜０．５００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．２００％、Ｇａ：０．０００２〜０．３％、Ｔａ：０．００１〜１．０％、Ｈｆ：０．００１〜１．０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満であり、結晶粒度番号が６以上であり、板厚が０．８ｍｍ以上であることを特徴とする成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm≧−１．０ｔ＋３．０であること
を特徴とする請求項１２から請求項１５までのいずれか１項に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。 - 請求項１２から請求項１６までのいずれか１項に記載のステンレス鋼板を素材とする自動車部品用又は二輪用部品用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１２から請求項１６までのいずれか１項に記載のステンレス鋼板を素材とする自動車排気管用、燃料タンク用又は燃料パイプ用の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項１２から請求項１６までのいずれか１項に記載のステンレス鋼板を素材として製造された成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼管。
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