TW201623655A - 肥粒鐵系不鏽鋼板、鋼管及其製造方法 - Google Patents

肥粒鐵系不鏽鋼板、鋼管及其製造方法 Download PDF

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Abstract

提供一種除了含有Cr：10~20質量%以外，亦預定量含有C、Si、Mn、P、S、Al且預定量含有Ti、Nb的1種或2種之肥粒鐵系不鏽鋼；藉由板厚中心部附近的{111}強度為5以上且{411}強度為小於3，能夠提供一種被要求特別優異的成形性之當作耐熱零件的素材之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管。又，藉由具有同樣的成分且將{111}<110>方位強度設為4.0以上，將{311}<136>方位強度設為小於3.0，而且將板厚設為t(mm)，將平均r值設為rm時，能夠得到rm≧-1.0t+3.0且具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼板、鋼管及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種被要求特別優異的成形性之當作耐熱零件的素材之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管，以及有關於一種被要求特別優異的加工性之當作成形品的素材之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管、及該等的製造方法。
發明背景
肥粒鐵系不鏽鋼板，係被使用在家電製品、廚房機器、電子機器等廣泛的領域。例如，近年來，作為使用在汽車和兩輪車的排氣管、燃料槽和管路用之素材，係研討應用不鏽鋼板。在該等零件，除了被要求在排氣環境以及燃料環境之耐蝕性、耐熱性以外，亦被要求高加工性用以進行成形。但是，因為相較於沃斯田鐵系不鏽鋼板，雖然肥粒鐵系不鏽鋼板係成本較低，但是成形性較差，所以用途和零件形狀係有受到限定之情形。特別是近年來，隨著因應環境管制和輕量化之零件結構的複雜化，而有複雜形狀化的意向。又，從減低零件成本的觀點而言，係在零件成形之成形及減少熔接步驟進行各種研討，而且針對先前進行熔接接合之位置，考慮將熔接省略而藉由一體成型 加工來製造零件之手法。這是例如相對於將鋼板或鋼管成形加工後，與其他零件熔接接合之先前技術，將各式各樣的加工(深引伸、鼓脹、彎曲、擴管等)組合而對鋼板或鋼管進行一體成型之手法。
為了解決有關肥粒鐵系不鏽鋼板或鋼管的成形性和加工性之如上述的課題，以往有進行若干辦法。例如對於加工嚴格的用途，文獻1(特開2002-363712號公報)係揭示一種規定熱軋步驟之精加工輥軋步驟的線壓之方法，及規定熱軋板退火條件之方法。又，文獻2(特開2002-285300號公報)2，係揭示一種規定在X光積分強度比及規定在熱軋粗軋之溫度和軋縮率，而且施行熱軋板退火、以及中間退火之方法。
又，在文獻3(特開2002-363711號公報)、文獻4(特開2002-97552號公報)、文獻5(特開2002-60973號公報)、文獻6(特開2002-60972號公報)，係揭示規定r值(蘭弗得值；Lankford value)者和規定斷裂延伸率者。相對於此，在文獻7(特許第4590719號公報)及文獻8(特許第4065579號公報)，係特別是揭示一種規定熱軋條件之技術。該等係將熱軋的粗軋時的最後道次軋縮率設為40%以上，或是將至少1道次設為軋縮率30%以上。
而且，相對於文獻9(特許第4624808號公報)係添加0.5%以上的Mo之肥粒鐵系不鏽鋼，揭示控制板厚中心區域部的集合組織({111}<112>、{411}<148>)而能夠得到高r值鋼材的技術之文獻10(特許第4397772號公報)，係揭示一 種藉由對添加0.5%以上的Mo之肥粒鐵系不鏽鋼，省略熱軋板退火且控制中間退火組織來得到高r值鋼材之技術。
又，文獻11(特開2012-112020號公報)、文獻12(特開2005-314740號公報)，係揭示一種藉由減低碳、調整成分來設法提高加工性之肥粒鐵系不鏽鋼。但是，該等的加工性係未能夠達到2D擴管的程度且上述的揭示內容係不充分。
在文獻13(特開2005-325377號公報)所記載者，係藉由規定熱軋步驟的退火溫度、退火時間、輥軋率等的條件規定來提高加工性。此時，r值為最大之1.6左右。
在文獻14(特開2009-299116號公報)所記載者，係藉由進行熱軋板退火來提高加工性。此時，係以0.8mm的鋼板為前提，又，r值亦為最大之1.8左右。
在文獻15(特開2006-274419號公報)，係揭示一種藉由進行2段退火使得擴管率大於100%之鋼管。此時，係將r值為1.6左右之0.8mm材設作前提。
在文獻16(特開2004-002974號公報)，係揭示一種肥粒鐵系不鏽鋼，其係藉由減低Si、Mn含量而改善延伸率且含有Mg，來將凝固組織細粒化而減低製品的條痕(roping)和隆起(ridging)。有記載進行熱軋板退火之情況及不進行之情況，針對不進行熱軋板退的情況之熱軋條件係沒有揭示。
文獻17(特開2008-208412號公報)，係揭示一種加工表面粗糙較小之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板。為了抑制延伸率的降低，係抑制Si、Mn含量。藉由設 為降低精加工熱軋溫度及捲取溫度而減低加工表面粗糙之同時，將熱軋板退火省略之二次冷軋步驟來進行控制集合組織。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2002-363712號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-285300號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-363711號公報
專利文獻4：日本專利特開2002-97552號公報
專利文獻5：日本專利特開2002-60973號公報
專利文獻6：日本專利特開2002-60972號公報
專利文獻7：日本專利特許第4590719號公報
專利文獻8：日本專利特許第4065579號公報
專利文獻9：日本專利特許第4624808號公報
專利文獻10：日本專利特許第4397772號公報
專利文獻11：日本專利特開2012-112020號公報
專利文獻12：日本專利特開2005-314740號公報
專利文獻13：日本專利特開2005-325337號公報
專利文獻14：日本專利特開2009-299116號公報
專利文獻15：日本專利特開2006-274419號公報
專利文獻16：日本專利特開2004-002947號公報
專利文獻17：日本專利特開2008-208412號公報
發明概要
本發明之第1目的，係解決已知技術的問題點，而有效率地製造特別是適合作為汽車排氣零件用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管。
本發明者係把握以下已知的技術問題點。
文獻2所記載之提升r值的方法，雖然在0.8mm左右的製品厚度且採用比較大的冷軋軋縮率時為有效的，但是對於較厚且大於1mm厚度者係不充分。該理由係認為施行熱軋板退火時，結晶粒徑粗粒化掉，致使冷軋前組織無法得到細粒化效果之緣故。而且，在該等製造方法，有無法有效率地製造鋼板製造之問題。
文獻3~6所記載者，只有提升r值時，在加工時有產生裂紋之情況，具體而言，在加工時有產生起因於被稱為隆起之表面凹凸且產生裂紋之情況。在此，將隆起程度較低的情況以「隆起特性良好」表示之情形。
在文獻7及8之規定熱軋條件之技術，係有無法充分地抑制表面瑕疵問題和隆起之問題。
清楚明白在文獻9所記載之將熱軋的粗軋軋縮率及精加工輥軋軋縮率設為0.8~1.0之技術，由於{411}<148>方位發達致使隆起特性劣化，特別是隨後製成鋼管之後，無法得到滿足加工性之特性。
文獻10所記載之將熱軋板退火省略而控制中間退火組織之技術，因為在比較低的溫度施行中間退火，所以無法充分地進行熱軋集合組織的改質，而且有製品板的 隆起係為問題之情形。又，因為該等發明的對象，係以板厚小於1mm的薄板作為前提，對於大於1mm之比較厚的鋼板，因為無法確保冷軋軋縮率為較高，所以上述的揭示內容係不充分。
本發明之第2目的，係解決已知技術的問題點而提供一種具有優異的加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管。又，有效率地製造亦是課題。應用已知技術時，在由大於1mm之比較厚的鋼板所構成之鋼管，係無法實現能夠經得起2D擴管加工(將管端擴大至直徑D的2倍之直徑2D為止之加工)的加工性之鋼板及鋼管。
為了解決上述第1課題，有關肥粒鐵系不鏽鋼板及將其作為素材而製造的肥粒鐵系不鏽鋼管之成形性，本發明者等係從在鋼成分及鋼板製造過程之組織、結晶方位學的觀點而進行詳細的研究。其結果，得到下述的見解：例如被一體成形為複雜零件之排氣系統零件，其在被施行非常嚴酷的成形下使用之情況，藉由控制肥粒鐵系不鏽鋼板的板厚中心層之結晶方位分布差，由於具有優異的r值及隆起特性而能夠顯著地提升成形的自由度。
解決上述第1課題之本發明的要旨係如以下。
(1)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有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%、0.05~1.0% 之Ti、Nb的1種或2種，剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之鋼，而且板厚中心部附近的{111}強度為5以上且{411}強度為小於3。
(2)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，設為Cr：10.5%以上且小於14%。
(3)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，進一步含有下述之1種或2種以上：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%。
(4)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，設為Mo：小於0.5%。
(5)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中結晶粒度號碼為5.5以上。
(6)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有本發明的成分之不鏽鋼胚(slab)進行熱軋時，係進行將鋼胚加熱溫度設為1100~1200℃，將粗軋的道次數(n次)之中(n-2)次以上各自以軋縮率30%以上，同時將粗軋結束溫度設為1000℃以上且將精加工溫度設為900℃以下之連續輥軋，而且在700℃以下進行捲取，隨後，將熱軋板退火省略，接著進行至少1次 係使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率冷軋之中間冷軋、在820~880℃加熱之中間退火、最後冷軋、及在880~950℃加熱之最後退火。
(7)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述中間退火步驟，係使結晶粒度號碼成為6以上且使板厚中心層附近的{111}方位強度成為3以上。
(8)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述最後退火步驟，係使結晶粒度號碼成為5.5以上。
(9)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼管，係將本發明的不鏽鋼板設作素材且造管而成。
(10)一種汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不鏽鋼板，係將本發明的不鏽鋼板設作素材。
從以上的說明可以清楚明白，依照本發明，不必導入新頴設備而能夠有效率地提供一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板。
依照本發明，能夠提供一種具有優異的r值及隆起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，藉由將應用本發明的材料特別是使用作為汽車、兩輪用零件，在成形的自由度提升之同時，將零件之間的熔接省略之一體成形等成為可能且有效率地製造零件成為可能。亦即，本發明在產業上係非常有益的。
解決上述第2課題之本發明的要旨係如以下。
(11)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有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，及Ti：0.05~0.30%與Nb：0.01~0.50%的1種或2種，且Ti及Nb的合計為8(C+N)或0.05之較小的值~0.75%，剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成，而且{111}<110>方位強度為4.0以上且{311}<136>方位強度為小於3.0。
(12)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，進一步含有下述之1種或2種以上：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%。
(13)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中結晶粒度號碼為6以上。
(14)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中將板厚設為t(mm)、平均r值設為rm時，rm≧-1.0t+3.0。
(15)一種汽車零件用或兩輪用零件用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係將本發明的不鏽鋼板設作素材。
(16)一種汽車排氣管用或燃料槽或燃料管路用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係將本發明的不鏽鋼板設作素材。
(17)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於：在將具有本發明的成分組成之不鏽鋼的鋼胚進行熱軋之熱軋步驟，係將鋼胚加熱溫度設為1100~1200℃而進行粗軋，以起始溫度為900℃以上、結束溫度為800℃以上且其差異為200℃以內之方式進行精加工輥軋，而且在600℃以上進行捲取，隨後，將熱軋板退火省略而進行中間冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火，在冷軋步驟係至少一次使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率進行冷軋，在中間退火步驟係在800~880℃進行加熱，在最後冷軋步驟係以60%以上的軋縮率進行冷軋，而且在最後退火步驟係在850~950℃進行加熱。
(18)本發明之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述中間退火步驟，使組織成為即將完成再結晶之前、或結晶粒度號碼成為6以上之微細組織。
(19)一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼管，係將本發明的不鏽鋼板設作素材而製成。
依照本發明，不必導入新頴設備而能夠有效率地提供一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板。即便在由大於1mm之比較厚的鋼板所構成鋼管，亦能夠施行2D擴管加工。
依照本發明，係能夠藉由一種具有優異的r值之肥粒鐵系不鏽鋼板，將應用本發明的材料使用作為特別是汽車和兩輪用零件、亦即消音器(Muffler)、排氣歧管(exhaust manifold)等的排氣管、燃料槽和管路用時，在成形自由度提升之同時，將零件之間的熔接省略之一體成形等成為可能且有效率地製造零件成為可能。亦即，本發明在產業上係非常有益的。
圖1係顯示影響製品板的平均r值之{111}方位強度與{411}方位強度的關係之圖。
圖2係顯示影響製品板的隆起高度之{111}方位強度與{411}方位強度的關係之圖。
圖3係顯示製品板之板厚與平均r值(rm)的關係之圖。
圖4係顯示影響製品板的平均r值(rm)之{311}<136>方位強度的關係之圖。
用以實施發明之形態
以下，說明能夠解決上述第1課題之第1發明態樣。
以下，說明本發明的限定理由。作為肥粒鐵系不鏽鋼板的成形性之指標，有深引伸性的指標之r值，鼓脹性的指標之總延伸率及在壓製加工後產生的表面缺陷之隆起。該等之中，r值及隆起係主要是鋼的結晶方位產生作用，總延伸率係主要是鋼成分產生作用。該等特性越良好， 能夠成形的尺寸越擴大。在結晶方位之中，{111}結晶方位(在體心立方晶結構，{111}面對鋼板的板面為平行的結晶粒)越多，r值越提升。在本發明，得到以下的見解：只有{111}方位係無法決定r值，{411}方位亦產生影響。另一方面，關於隆起，具有不同的結晶方位之結晶粒集團(colony)係在輥軋方向伸展而形成時，由於各集團間的塑性變形能力之差異，致使在鋼板表面形成凹凸、亦即隆起。通常認為減低{100}及{111}方位集團，對於防止隆起為有效的。關於{111}，因為其係使r值提升之結晶方位，所以先前的見解係暗示提升r值與減低隆起係無法並存。因此，為了兼具該等而進行在微組織學上詳細地研討肥粒鐵系不鏽鋼板的集合組織形成、r值顯現性、及隆起產生機構。其結果，在本發明發現相較於{100}方位，{411}方位與隆起的良莠(good and bad)之關係更強。藉此，發現能夠提供一種具有優異的r值及隆起且具有非常優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板、及將其設作素材之鋼管。亦即，在本發明，係藉由規定板厚中心部附近的{111}強度為5以上且{411}強度為小於3，而能夠提供一種r值與隆起並存之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板。
在此，板厚中心部附近的{111}強度及{411}強度，係能夠藉由使用X光繞射裝置且使用Mo-Kα射線而得到板厚中心區域的(200)、(110)及(211)正極點圖，從該等使用球面調和函數法而得到三維結晶方位密度函數來求取。考慮試樣採取的精確度時，所謂板厚中心部附近，具體而 言，係意味著板厚中心±0.2mm的區域。
將在各種的條件下使0.004%C-0.42%Si-0.32%Mn-0.02%P-0.0005%S-10.7%Cr-0.16%Ti-0.007%N肥粒鐵系不鏽鋼板成為1.2mm厚的冷軋鋼板，來調查集合組織與r值及隆起特性的關係之結果各自顯示在圖1及圖2。在此，針對集合組織，係使用X光繞射裝置(理學電機工業股份公司製)且使用Mo-Kα射線而得到板厚中心區域(在機械研磨與電解研磨的組合出現中心區域)的(200)、(110)及(211)正極點圖，從該等使用球面調和函數法而得到三維結晶方位密度函數。r值的評價係從冷軋退火板採取JIS13號B拉伸試片且對輥軋方向、與輥軋方向45°方向、與輥軋方向90°方向賦予15%應變之後，使用(1)式及(2)式而算出平均r值。
r=ln(W0/W)/ln(t0/t) (1)
在此，W0為拉伸前的板寬，W為拉伸後的板寬，t0為拉伸前的板厚，t為拉伸後的板厚。
平均r值=(r0+2r45+r90)/4 (2)
在此，r0為輥軋方向的r值，r45為與輥軋方向45°方向的r值，r90為與輥軋方向直角方向的r值。平均r值越高，鋼板的深引伸性、鋼管的彎曲及擴管性越優異。隆起的評價，係從冷軋退火板採取JIS5號拉伸試片且對輥軋方向賦予16%的變形之後，使用二維粗糙度計測定在鋼板表面產生的凹凸之高度而設作隆起高度。隆起特性係隆起高度越低越優異。在本發明，其目的係得到具有非常的優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板及鋼管，平均r值為1.7以上且隆起 高度小於10μm時，係即便嚴格的加工亦能夠經得起之材料。
從圖1、圖2，因為平均r值成為1.7以上係{111}強度為5以上時，隆起高度成為小於10μm係{411}強度小於3時，所以將本發明範圍設為{111}強度為5以上且{411}強度小於3。隨著{111}方位強度的増加，r值提升，而{411}方位係降低r值之結晶方位。又，因為相較於{111}方位，{411}方位為較低r值，所以變形時的板厚減少較大，而容易形成隆起的凹部。在本發明，係除了先前見解之藉由増加{111}方位來得到高r值化以外，亦新發現藉由減低{411}方位來得到高r值及減低隆起。在圖1、2，[{111}強度、{411}強度]為各自[6.7、2.4]、[11.9、2.4]之標繪，係平均r值、隆起高度均良好。
其次，說明鋼的成分範圍。針對成分範圍，%係意味著質量%。
C係使成形性及耐蝕性劣化。特別是{111}結晶方位的發達係大大地受到固溶C的影響，因為添加大於0.03%時，{111}方位強度未達到5，所以將上限設為0.03%。但是，過度的減低會造成精煉成本増加，所以將下限設為0.001%。而且，考慮製造成本時，係以0.002%以上為佳。考慮熔接部的晶界腐蝕性時，係以0.01%以下為佳。
Si係除了添加作為脫氧元素的情形以外，能夠帶來耐氧化性提升，但是因為是固溶強化元素，從確保總延伸率的觀點而言，其含量為越少越佳。又，大量的添加係 造成滑移系統(slip system)產生變化，為了促進{411}結晶方位發達及抑制{111}方位，將上限設為0.9%。另一方面，為了確保耐氧化性，將下限設為0.01%。但是，過度減低係除了造成精煉成本増加以外，考慮熔接性而以0.2%以上為佳。基於同樣的理由，係以0.5%以下為佳。
因為Mn係與Si同樣地為固溶強化元素，材質上其含量越少越佳，但是考慮氧化剝離性而將上限設為1.0%。另一方面，因為過度減低係造成精煉成本増加，所以下限係設為0.01%。而且，考慮材質時係以0.5%以下為佳。考慮製造成本時，係以0.1%以上為佳。
因為P係與Mn和Si同樣地為固溶強化元素，所以材質上其含量為越少越佳。又，大量的添加係造成滑移系統產生變化，為了促進{411}結晶方位發達，係將上限設為0.05%。但是，因為過度減低係造成原料成本増加，所以將下限設為0.01%。而且，考慮製造成本及耐蝕性時，係以0.02%以下為佳。
含有Ti的鋼，S係在高溫形成Ti4C2S2，而有助於對提升r值有效之發達的集合組織。因為該顯現係從0.0003%開始，所以將下限設為0.0003%。但是，由於添加大於0.01%時，{411}方位發達，而且除了其強度成為大於3以外，亦使耐蝕性劣化之緣故，所以將上限設為0.01%。而且，考慮精煉成本時，以0.0005%以上為佳。考慮作為零件時之抑制間隙腐蝕，以0.0060%以下為佳。
Cr係使耐蝕性和耐氧化性提升之元素，考慮排氣 零件環境時，從抑制異常氧化的觀點而言，10%以上為必要的。以10.5%以上為佳。另一方面，過度添加係除了變為硬質且使成形性劣化以外，亦抑制{111}方位粒的發達且促進{411}方位粒的發達。又，從成本提高的觀點而言，係將上限設為20%。又，考慮製造成本、韌性劣化引起鋼板製造時的板斷裂以及加工性時，以小於14%為佳。
N係與C同樣地使成形性及耐蝕性劣化以外，{111}結晶方位的發達係大大地受到固溶C的影響，因為添加大於0.03%時，{111}方位強度未達到5，所以將上限設為0.03%。但是，因為過度降低會造成精煉成本増加，所以將下限設為0.001%。而且，考慮製造成本時，係以0.005%以上為佳。考慮加工性及耐蝕性時，係以0.015%以下為佳。
本發明係含有各自0.05~1.0%之Ti、Nb的1種或2種。
Ti係與C、N、S鍵結用以提升耐蝕性、耐晶界腐蝕性、深引伸性而添加之元素。因為C、N固定作用係在Ti含量0.05%以上顯現，所以將下限設為0.05%。以0.06%以上為佳。又，添加大於1.0%的Ti時，因為除了固溶Ti引起硬質化且{411}方位發達以外，韌性亦劣化，所以將上限設為1.0%。而且，考慮製造成本等時，以0.25%以下為佳。
因為Nb係除了藉由{111}方位粒發達而提升加工性和提升高溫強度以外，對於抑制間隙腐蝕和促進再鈍化亦有效，所以能夠按照必要而添加。因為藉由添加Nb所得到的該作用係在0.05%以上顯現，所以將下限設為0.05%。 但是，因為添加大於1.0%時，除了起因於粗大的Nb(C、N)致使{411}方位強度大於3以外，亦硬質化之緣故，所以將Nb的上限設為1.0%。又，考慮原料成本時，係以0.55%以下為佳。
本發明的不鏽鋼板，亦可進一步選擇性地含有以下的元素。
B係藉由在晶界偏析而使製品的2次加工性提升之元素。除了抑制在將排氣管進行二次加工時產生的縱向裂紋以外，特別是為了在冬天不產生裂紋，添加0.0002%以上的B係必要的。以0.0003%以上為佳。但是，因為B的過度添加係造成抑制{111}方位粒和加工性、耐蝕性低落，所以將上限設為0.0030%。而且，考慮精煉成本和延展性降低時，以0.0015%以下為佳。
Al係除了添加作為脫氧元素以外，亦具有抑制氧化鏽垢剝離之效果，因為其作用係從0.005%開始顯現，所以將下限設為0.005%。又，添加0.3%以上的Al時，因為除了因析出粗大的AlN致使{111}方位強度未達到5以外，亦造成延伸率低落、熔接熔入性及表面品質劣化，所以將上限設為0.3%。而且，考慮精煉成本時，係以0.15%以下為佳。考慮鋼板製造時的酸洗性時，係以0.01%以上為佳。
為了抑制間隙腐蝕和促進再鈍化，亦可按照必要而添加Ni。因為該作用係在0.1%以上顯現，所以將下限設為0.1%。以0.2%以上為佳。但是因為大於1.0%時，滑移系統產生變化且產生{411}方位發達，除了其強度大於3以 外，亦容易產生硬質化及應力腐蝕裂紋，所以將上限設為1.0%。又，考慮原料成本時，係以0.8%以下為佳。
Mo係使耐蝕性提升之元素，特別是具有間隙結構時，係抑制間隙腐蝕之元素。因為Mo大於2.0%時，成形性顯著地劣化、或製造性變差，所以將Mo的上限設為2.0%。而且，考慮抑制{411}方位粒發達、使{111}方位尖銳地發達、合金成本及生產性時，係以小於0.5%為佳。因為藉由含有Mo所得到的上述效果，係在0.01%以上顯現，所以將下限設為0.01%為佳。以將下限設為0.1%為較佳。
為了抑制間隙腐蝕和促進再鈍化，亦可按照必要而添加Cu。因為該作用係從0.1%以上開始顯現，所以將下限設為0.1%。以0.3%以上為佳。但是，過度的添加係除了硬質化以外，亦抑制{111}方位粒發達且使成形性劣化之緣故，所以將上限設為3.0%。又，考慮製造性時，係以1.5%以下為佳。
為了抑制間隙腐蝕，亦可按照必要而添加V。因為該作用係從0.05%以上開始顯現，所以將下限設為0.05%。以0.1%以上為佳。但是，由於添加大於1.0%的V時，除了生成粗大的VN致使{111}方位強度未達到5以外，亦硬質化且使成形性劣化之緣故，所以將V的上限設為1.0%。又，考慮原料成本時，係以0.5%以下為佳。
Ca係按照必要而添加用以脫硫。因為小於0.0002%時，該作用未顯現，所以將下限設為0.0002%。又，添加大於0.0030%時，生成水溶性的夾雜物CaS且抑制{111} 方位及產生{411}方位發達，致使r值低落。又，因為使耐蝕性顯著地低落，所以將Ca上限設為0.0030%。而且，從表面品質的觀點而言，係以0.0015%以下為佳。
Mg係除了添加作為脫氧元素的情況以外，亦是有助於使鋼胚組織微細化且使成形性提升的集合組織發達之元素。因為其係從0.0002%以上開始顯現，所以將下限設為0.0002%。以0.0003%以上為佳。但是，由於添加大於0.0030%時，除了生成粗大的MgO，致使{111}方位強度未達到5以外，亦造成熔接性和耐蝕性劣化之緣故，所以將Mg的上限設為0.0030%。考慮精煉成本時，係以0.0010%以下為佳。
為了與C和N鍵結而促進集合組織的發達，亦可按照必要而添加0.01%以上的Zr。但是，由於添加大於0.3%時，除了生成粗大的ZrN致使{111}方位強度未達到5以外，亦使成本増加且使製造性顯著地劣化之緣故，所以將Zr的上限設為0.3%。而且，考慮精煉成本和製造性時，係以0.1%以下為佳。
因為W係有助於提升耐蝕性及高溫強度，所以按照必要而添加0.01%以上。由於添加大於3.0%的W時，除了生成粗大的WC致使{111}方位強度未達到5以外，亦造成鋼板製造時產生韌性劣化和成本増之緣故，所以將W的上限設為3.0%。而且，考慮精煉成本和製造性時，係以2.0%以下為佳。
因為Co係有助於提升高溫強度，所以按照必要 而添加0.01%以上。由於添加大於0.3%時，除了生成粗大的CoS2致使{111}方位強度未達到5以外，亦造成鋼板製造時產生韌性劣化和成本増加之緣故，所以將Co的上限設為0.3%。而且，考慮精煉成本和製造性時，係以0.1%以下為佳。
因為Sn係有助於提升耐蝕性及高溫強度，所以按照必要而添加0.003%以上。以0.005%以上為佳。由於添加大於0.50%時，除了晶界的Sn偏析變為顯著致使{111}方位強度未達到5以外，亦造成鋼板製造時有產生鋼胚裂紋之情況，所以將Sn的上限設為0.50%。而且，考慮精煉成本和製造性時，係以0.30%以下為佳。而且，以0.15%以下為佳。
Sb係在晶界偏析而達成提升高溫強度的作用之元素。為了得到添加效果而將Sb添加量設為0.005%以上。但是大於0.50%時，除了晶界的Sb偏析變為顯著致使{111}方位強度未達到5以外，在熔接時亦產生裂紋之緣故，所以將Sb的上限設為0.50%。考慮高溫特性時，係以0.03%以上為佳。更佳為0.05%以上。考慮製造成本及韌性時，係以0.30%以下為佳。更佳為0.20%以下。
REM(稀土元素)係對於提升耐氧化性為有效的，可按照必要而添加0.001%以上。以將下限設為0.002%為佳。又，即便添加大於0.20%，除了其效果飽和以外，亦由於形成粗大氧化物而產生抑制{111}方位的發達。而且，由於REM的粒化物而產生耐蝕性低落之緣故，所以添加0.001~0.20%。考慮製品的加工性和製造成本時，以將上限 設為0.10%為佳。REM(稀土元素)係依照通常的定義。係指鈧(Sc)、釔(Y)的2元素、及從鑭(La)至釕(Lu)為止的15元素(鑭系元素(Lanthanoid))之總稱。可單獨添加，亦可為混合物。
為了抑制耐蝕性提升及氫脆化，亦可添加0.3%以下的Ga，由於添加大於0.3%時，生成粗大硫化物且抑制{111}方位強度的發達，致使r值劣化。從形成硫化物和氫化物之觀點而言，下限係設為0.0002%。而且，從製造性和成本的觀點而言，以0.0020%以上為更佳。
為了提升高溫強度提升，亦可添加0.001~1.0%的Ta、Hf。又，針對其他成分，雖然在本發明未特別地規定，但是亦可按照必要而含有0.001~0.02%的Bi。又，As、Pb等通常有害的元素和不純物元素係以盡可能減低為佳。
其次說明製造方法。本發明的鋼板之製造方法，係由製鋼-熱軋-酸洗-冷軋-退火的各步驟所構成。在製鋼時，係以將含有前述必要成分及按照必要而添加的成分之鋼，進行轉爐熔煉，接著進行2次精煉的方法為佳。熔煉後的熔鋼係依照眾所周知的鑄造方法(連續鑄造)而製成鋼胚。鋼胚係被加熱至預定溫度且採用連續輥軋進行熱軋而成為預定板厚。
在本發明，係不施行熱軋板退火而進行酸洗處理且提供冷軋步驟作為冷軋素材。這與通常的製法不同(通常係施行熱軋板退火)。施行熱軋板退火而得到整粒再結晶組織之方法係通常的製造方法，這樣是不容易顯著地減小冷 軋前的結晶粒。在本發明係發現冷軋前的結晶粒較大時，晶界面積減少，特別是在製品板使r值提升之{111}結晶方位不發達之同時，{411}結晶方位發達之緣故，所以藉由在熱軋步驟促進再結晶而得到組織微細化。
鑄造後的鋼胚，係在1100~1200℃被加熱。因為在大於1200℃加熱時，結晶粒粗大化且在熱軋步驟不產生組織微細化，所以{111}結晶方位不發達而{411}結晶方位發達且r值變低。又，即便小於1100℃，因為只有加工組織發達而不產生再結晶，所以製品板隆起且成為不良。因此，鋼胚加熱溫度係設為1100~1200℃。而且，考慮生產性和表面瑕疵時，以1120℃以上為佳。基於同樣的理由，以1160℃以下為佳。
鋼胚加熱後，係施行複數道次的粗軋，在本發明係得到以下的見解：藉由在粗軋(道次數n)之中，將(n-2)次以上施行軋縮率30%以上，使得再結晶顯著地進展且組織微細化進行。這是因為藉由粗軋的變形，在從粗軋至精加工輥軋之期間，再結晶進展之緣故。在如先前見解之只有使最後道次為高軋縮率之方法和規定粗軋與精加工輥軋的軋縮率比之方法，因為產生{411}方位粒成長，致使形成同時有助於提升r值及減低隆起之再結晶方位為不充分。只有規定在粗軋以及精加工輥軋之軋縮率比時，因為在道次間之結晶粒的核生成及成長的結晶方位係產生依存的影響，而無法充分地控制預定方位強度。在本發明，係得到以下的見解：藉由在粗軋的各道次盡可能地施行較多次30%以 上的輥軋，使得再結晶重複產生。因此，在本發明，係詳細地調査道次數與再結晶舉出動而將(n-2)次以上設為30%以上的軋縮率。又，因為只有規定粗軋的各道次之軋縮率時，係難以控制道次間的再結晶及粒成長，所以在本發明，係將粗軋的結束溫度設為1000℃以上。這是因為結束溫度小於1000℃時，粗軋後不進行再結晶且殘留以{411}方位作為主體之加工組織，而且在從粗軋至精加工輥軋之期間，該方位粒成長且對製品板的r值及隆起造成不良影響。在本發明，為了抑制從粗軋至精加工輥軋期間之{411}方位粒的生成及成長，而將粗軋結束溫度設為1000℃以上。
粗軋後，係在一方向施行由複數台機架所構成之精加工輥軋。在本發明，係將精加工溫度設為900℃以下。精加工輥軋後係進行捲取處理。將捲取溫度設為700℃以下。在此，並不是促進再結晶，而是為了謀求在熱軋後的冷軋．退火之再結晶組織微細化且加工組織發達。因此，將精加工輥軋溫度設為900℃以下，將捲取溫度設為700℃以下，來抑制該期間的恢復.再結晶且進行積極地導入加工變形。考慮表面瑕疵和板厚精確度時，精加工輥軋溫度係以700℃以上為佳，捲取溫度係以500℃以上為佳。同樣地，考慮表面瑕疵和板厚精確度時，精加工輥軋溫度係以850℃以下為佳，捲取溫度係以650℃以下為佳。而且，雖然依照成分，在本範圍係有產生部分的再結晶之情形，但是因為係形成非常微細的再結晶粒，所以沒有問題。
在本發明，係不施行熱軋板退火而進行酸洗處理 且提供冷軋步驟。這與通常的製法不同(通常係施行熱軋板退火)，藉由與先述的熱軋條件組合，而在冷軋途中得到微細的再結晶粒且實施提升r值及減底隆起之並存。
在冷軋，係依照以下的順序而進行中間冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火。
在中間冷軋，至少1次係使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率進行冷軋。藉由將軋輥直徑設為400mm以上，來抑制冷軋時的剪切變形且抑制在隨後的退火階段生成減低r值之結晶方位(例如{411}<148>)。
又，雖然在途中所施行的中間退火係得到再結晶組織，但是將結晶粒度號碼設為6以上。這是因為小於6時結晶粒徑粗大，不容易產生從晶界形成{111}方位，相反地，形成{411}方位粒之緣故。而且較佳是以小於6.5為佳。又，在本發明係得到以下的見解：不僅是製造過程的組織微細化，而且{111}結晶方位發達、以及抑制{411}結晶方位係對於提升製品的成形性為有效的，而且將在中間退火步驟之{111}方位的強度設為3以上。這是因為得到以下的見解：在隨後的最後冷軋-最後退火步驟之組織形成，從{111}方位粒及加工粒生成{111}方位的頻率較高，在本發明，係將中間退火後的{111}方位強度設為3以上。更佳是以3.5以上為佳。作為滿足該等之條件，中間退火溫度係設為820~880℃。在通常的中間退火，為了使再結晶粒進行粒成長，係在大於880℃的溫度進行退火，但是在本發明，為了在再結晶之後得到微細組織，係在比通常更低的溫度進 行退火。小於820℃時，由於未再結晶而未產生{111}方位強度發達，相反地，{411}方位強度増加之緣故，所以將下限設為820℃。另一方面，大於880℃時，因為已經產生粒成長且{411}結晶粒為優先地發達，所以將上限設為880℃。而且，考慮生產性和酸洗性時，係以830℃以上為佳。又，考慮生產性和酸洗性時，係以875℃以下為佳。
針對最後冷軋後的最後退火，係將退火溫度設為880~950℃且將結晶粒度號碼調整為5.5以上。因為結晶粒度號碼小於5.5時，稱為隆起和皺皮之表面粗糙係變為顯著，所以將上限設為5.5。因為滿足其之退火溫度為950℃以下，所以將退火溫度的上限設為950℃。另一方面，因為小於880℃時，未再結晶組織有部分地殘留之情形，所以將下限設為880℃。而且，考慮生產性、酸洗性、表面品質時，退火溫度係以910℃以下為佳，結晶粒度號碼係以6.5以上為佳。
又，在製造步驟之其他條件係適當地選擇即可。例如，鋼胚厚度、熱軋板厚等係適當地設計即可。在冷軋，軋輥粗糙度、軋輥直徑、輥軋油、輥軋道次數、輥軋速度、輥軋溫度等係在本發明的範圍內適當地選擇即可。在冷軋的途中加進中間退火時，可為批次式退火亦可為連續式退火。又，退火環境係必要時可為在氫氣體或氮氣等的無氧化環境進行退火之光亮退火，亦可以在大氣中進行退火。而且，亦可在本製品板施行潤滑塗裝而使壓製成形性進一步提升，此時，潤滑膜的種類係適當地選擇即可。
上述本發明的不鏽鋼板，係r值較高、隆起高度較低且具有優異的壓製成形性。因此，將本發明的不鏽鋼板作為素材進行造管成為鋼管而成之肥粒鐵系不鏽鋼管，係擴管性亦良好且具有優異的成形性。針對鋼管的製造方法，係適當地選擇即可，選擇不被熔接方法限定之ERW、雷射、TIG等即可。
將上述本發明的不鏽鋼板作為素材，能夠作為汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不鏽鋼板。特別是藉由使用作為汽車、兩輪用的汽車排氣系統零件用，在成形的自由度提升之同時，將零件間的熔接省略之一體成形等係成為可能且能夠有效率地製造零件。
以下說明能夠解決上述第2課題之第2發明態樣。
作為加工性的指標，就深引伸性的指標而言有r值。r值係主要受到鋼的結晶方位之影響，特別是被稱為γ-fiber之{111}結晶方位(在體心立方結構，{111}面對鋼板的板面為平行的結晶粒)的比例越高越提升。
在本發明，係得到以下的見解：在鋼板製造時，藉由在中間冷軋與最後冷軋之間進行中間退火，製品板的{111}強度増大，同時能夠抑制使成為加工性低落的原因之{311}<136>集合組織的生成。
又，本發明的鋼板之平均r值(rm)為rm≧-1.0t+3.0且具有優異的加工性。將本發明所製成之實施例(圖中白四方形)、及作為比較例之採用從本發明條件脫離的製程之鋼板(圖中黑四方形)的平均r值，顯示在以板厚整理而成之圖 3。因為將板厚設為t(mm)，平均r值設為rm時，本發明所製成的肥粒鐵系不鏽鋼板之平均r值係成為-rm≧-1.0t+3.0，所以將平均r值與板厚的關係設為rm≧-1.0t+3.0。又，板厚t為1.2mm以上時，考慮為了將鋼管進行2D擴管，平均r值必須1.8以上時，至少t≧1.2mm時，以成為rm≧-1.0t+3.0為佳。
將影響平均r值之{311}<136>方位強度的關係顯示在圖4。為了使能夠經得起2D擴管之必要的平均r值成為1.8以上，{111}<110>方位強度為4.0以上為必要的。在圖4所標繪的數據任一者之{111}<110>方位強度均為4.0以上。而且，此時從圖4能夠清楚明白，{311}<136>方位強度為3.0以上時，平均r值係變成非常低。因此，將本發明範圍設為{111}<110>方位強度為4.0以上且{311}<136>方位強度為小於3.0。較佳是{111}<110>方位強度為7以上且{311}<136>方位強度為小於2。
在本發明，不是藉由先前見解之増加{111}<110>方位強度而高r值化，而是藉由減低{311}<136>方位強度來實現高r值化。
又，本發明的鋼板係以將結晶粒度號碼調整成為6以上為佳。結晶粒度號碼小於6時，因為被稱為隆起和皺皮(orange peel)之表面粗糙變為顯著，所以將下限設為6。更佳是結晶粒度號碼為6.5以上。
其次，說明鋼的成分範圍。顯示成分範圍之%係任一者均為質量%。
C係使成形性及耐蝕性劣化。特別是因為{311} 結晶方位的發達係大大地受到固溶C的影響，所以C的含量越少越佳且將上限設為0.03%。但是，因為過度減低會造成精煉成本増加，所以將C的下限設為0.001%。而且，考慮製造成本時，係以0.002%以上為佳。考慮熔接部的晶界腐蝕性時，係以0.01%以下為佳。
N係與C同樣地使成形性及耐蝕性劣化以外，因為{311}方位粒的發達係大大地受到固溶N的影響，所以其含量為越少越佳且將N的上限設為0.03%。但是，因為過度的低落會造成精煉成本増加，所以將下限設為0.001%。而且考慮製造成本時，以0.005%以上為佳。考慮加工性及耐蝕性時，以0.015%以下為佳。
Si係除了添加作為脫氧元素的情況以外，亦帶來耐氧化性提升。另一方面，因為Si係固溶強化元素，從確保總延伸率的觀點而言，其含量係以1.0%以下為佳。又，大量的添加係造成滑移系統產生變化且促進{311}結晶方位發達，所以將上限設為1.0%。而且，考慮耐蝕性時，係以0.2%以上為佳。以大於0.3%為較佳。考慮0.32%以上為更佳。考慮0.4%以上為佳。考慮製造成本時，係以0.5%以下為佳。
因為Mn係與Si同樣地為固溶強化元素，所以將材質上其含量的上限設為3.0%。而且，考慮耐蝕性時，係以0.1%以上為佳。以大於0.3%為較佳。以0.32%以上為更佳。以0.4%以上為佳。又，考慮製造成本時，係以0.5%以下為佳。
因為P係與Mn和Si同樣地為固溶強化元素，所以材質上其含量為越少越佳。又，大量的添加係造成滑移系統產生變化且促進{311}結晶方位發達，所以上限係設為0.04%。而且，考慮製造成本時，係以0.01%以上為佳。考慮耐蝕性時，係以0.02%以下為佳。
因為S係使耐蝕性劣化之元素，所以將上限設為0.01%。另一方面，添加Ti的鋼時，在高溫形成Ti4C2S2而有助於對提升r值有效的集合組織之發達。因為其顯現係從0.0003%開始，所以將S的下限設為0.0003%。而且，考慮製造成本時，係以0.0005%以上為佳，考慮作為零件時之間隙腐蝕抑制時，係以0.0050%以下為佳。
Cr係使耐蝕性和耐氧化性提升之元素，考慮排氣零件環境且從抑制異常氧化的觀點而言，10%以上為必要的。以10.5%以上為佳。另一方面，Cr的過度添加，係除了造成硬質化且使成形性劣化以外，亦抑制{111}方位粒的發達且促進{311}方位粒的發達。又，從成本提高的觀點而言，Cr的上限係設為30%。又，考慮製造成本和由於韌性劣化所致之鋼板製造時的板斷裂以及加工性時，係以小於15%為佳。添加15%以上時，由於硬質化致使容易產生{311}方位粒的發達。而且，上限值係以13%以下為佳。
Al係除了添加作為脫氧元素以外，亦具有抑制氧化鏽垢剝離之效果。Al含量係以0.01%以上為佳。另一方面，因為添加大於0.300%時，延伸率低落且容易造成熔接熔入性及表面品質劣化，所以將Al的上限設為0.300%。而 且，考慮精煉成本及鋼板製造時的酸洗性時，係以0.15%以下為佳。
本發明的不鏽鋼板係含有Ti及Nb之1種或2種。
Ti係用以與C、N、S鍵結而使耐蝕性、耐晶界腐蝕性、深引伸性提升所添加的元素。C、N的固定作用係從Ti濃度0.05%開始顯現，添加小於0.05%時，因為無法將大大地影響{311}結晶方位發達之固溶C及固溶N充分地固著，所以將Ti的下限設為0.05%。以0.06%以上為佳。又，添加大於0.30%時，因為除了由於固溶Ti引起硬質化且{311}方位粒發達以外，韌性亦劣化，所以將Ti的上限設為0.30%。而且考慮製造成本等時，以0.25%以下為佳。
Nb係與Ti同樣地，係用以與C、N、S鍵結而使耐蝕性、耐晶界腐蝕性、深引伸性提升所添加的元素。又，為了藉由{111}方位粒的發達來提升加工性和提升高溫強度、以及抑制間隙腐蝕和促進再不動態化，可以按照必要而添加。因為該作用係在Nb濃度0.01%以上顯現，以將Nb的下限設為0.01%。以0.05%以上為佳。但是Nb的過度添加，因為除了造成硬質化且使成形性劣化以外，亦抑制{111}方位粒發達且促進{311}方位粒發達，所以將Nb的上限設為0.50%。而且考慮製造成本等時，以0.3%以下為佳。
而且，碳及氮為大量時，Ti與Nb的含量合計係小於8(C+N)，碳及氮為少量之情況，小於0.05%時，其效果缺乏。又，Ti與Nb的含量合計大於0.75%時，固溶Ti及固溶Nb増加且再結晶溫度上升，乃是不佳。因此設為8(C+N)或 0.05%之較小值以上且0.75%以下。
本發明的不鏽鋼板係以選擇性地進一步含有以下的元素為佳。
B係藉由在晶界偏析而使製品的二次加工性提升之元素。除了抑制在將排氣系統零件進行二次加工時產生的縱向裂紋以外，特別是為了在冬天不產生裂紋，添加0.0002%以上的B係有必要的。以0.0003%以上為佳。但是，因為過度添加係造成抑制{111}方位粒和加工性、耐蝕性低落，所以將B的上限設為0.0030%。而且，考慮精煉成本和延展性降低時，以0.0015%以下為佳。
為了抑制間隙腐蝕和促進再不動態化，亦可按照必要而添加Ni。因為該作用係在0.1%以上顯現，所以將Ni的下限設為0.1%。更佳為0.2%以上。但是，因為Ni的過度添加係除了硬質化且使成形性劣化以外，亦容易產生應力腐蝕裂紋，所以將Ni的上限設為1.0%。又，考慮原料成本時，係以0.8%以下為佳。更佳為0.5%以下。
Mo係使耐蝕性提升之元素，特別是具有間隙結構時，係抑制間隙腐蝕之元素。因為該效果係在0.1%以上顯現，所以將Mo的下限設為0.1%。又，Mo大於2.0%時，成形性係顯著地劣化、或製造性變差。而且，Mo為適量時，抑制{311}方位粒發達且使{111}方位尖銳地發達，但是過度添加時，因為固溶Mo引起硬質化且{311}方位粒發達，所以將Mo的上限設為2.0%。考慮合金成本及生產性時，以0.5%以下為佳。
為了抑制間隙腐蝕和促進再不動態化，可以按照必要而添加Cu。因為該作用係在0.1%以上顯現，所以將Cu的下限設為0.1%。以0.15%以上為佳。但是，因為過度的添加係除了硬質化以外，亦使成形性劣化，所以將Cu的上限設為3.0%。以1.0%以下為佳。
為了抑制間隙腐蝕，可以按照必要而添加V。因為該作用係從0.05%以上開始顯現，所以將V的下限設為0.05%。以0.1%以上為佳。但是，因為過度的添加，係硬質化且使成形性劣化，所以將V的上限設為1.0%。又，考慮原料成本時，以0.5%以下為佳。
為了脫硫，可以按照必要而添加Ca。因為小於0.0002%時，該作用係不顯現，所以將下限設為0.0002%。又，添加大於0.0030%時，生成水溶性的夾雜物CaS而使r值降低。又，因為使耐蝕性顯著地降低，所以將Ca的上限設為0.0030%。而且，從表面品質的觀點而言，以0.0015%以下為佳。
Mg係除了添加作為脫氧元素的情況以外，亦是有助於使鋼胚組織微細化且使成形性提升的集合組織發達之元素。因為其係從0.0002%以上開始顯現，所以將Mg的下限設為0.0002%。以0.0003%以上為佳。但是，因為過度的添加，會造成熔接性和耐蝕性劣化，所以將Mg的上限設為0.0030%。考慮精煉成本時，係以0.0010%以下為佳。
因為Sn係有助於提升耐蝕性及高溫強度，可按照必要而添加0.005%以上。以0.003%以上為佳。但是，因為 添加大於0.50%時，鋼板製造時有產生鋼胚裂紋之情形，所以將Sn的上限設為0.50%。而且考慮精煉成本和製造性時，以0.30%以下為佳。
為了與C和N鍵結而促進集合組織的發達，可以按照必要而添加0.01%以上的Zr。以0.03%以上為佳。但是，因為添加大於0.30%時，除了成本増加以外，亦使製造性顯著地低落，所以將Zr的上限設為0.30%。而且考慮精煉成本和製造性時，以0.20%以下為佳。
因為W係有助於提升耐蝕性及高溫強度，可按照必要而添加0.01%以上。但是，因為添加大於3.0%時，鋼板製造時造成韌性劣化和成本増加，所以將W的上限設為3.0%。而且，考慮精煉成本和製造方法時，以0.10%以下為佳。
因為Co係有助於提升高溫強度，可按照必要而添加0.01%以上。因為添加大於0.30%時，鋼板製造時造成韌性劣化和成本増加，所以將Co的上限設為0.30%。而且，考慮精煉成本和製造性時，以0.10%以下為佳。
Sb係在晶界偏析而達成提升高溫強度的作用之元素。因為其係從0.005%以上開始顯現，所以將Sb的下限設為0.005%。以0.03%以上為佳。更佳為0.05%以上。但是因為大於0.50%時，Sb產生偏析且在熔接時產生裂紋，所以Sb的上限係設為0.50%。考慮高溫特性、製造成本及韌性時，係以0.30%以下為佳。更佳為0.20%以下。
REM(稀土元素)係對提升耐氧化性為有效的，可 按照必要而添加0.001%以上。又，即便添加大於0.20%，因為其效果飽和REM的硫化物致使耐蝕性低落，所以添加0.001~0.20%的REM。以將下限設為0.002%為佳。考慮製品的加工性和製造成本時，係以將上限設為0.10%為佳。REM係依照通常的定義。係指鈧(Sc)、釔(Y)的2元素、及從鑭(La)至釕(Lu)為止的15元素(鑭系元素)之總稱。可單獨添加，亦可為混合物。
為了耐蝕性提升和抑制氫脆化，亦可添加0.3%以下的Ga，添加大於0.3%時，生成粗大硫化物且抑制{111}<110>方位強度發達。從硫化物和氫化物形成之觀點而言，下限係設為0.0002%。而且從製造性和成本的觀點而言，以0.0020%以上為更佳。
為了提升高溫強度，亦可添加0.001%~1.0%的Ta、Hf。0.01%以上時具有效果，0.1%以上時能夠得到更高的強度。又，按照必要而含有0.001~0.02%的Bi亦無妨。又，As、Pb等通常有害的不純物元素係以盡可能減低為佳。
將上述本發明的不鏽鋼板作為素材，製成汽車零件用或兩輪用零件用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板、更具體地是以上述本發明的不鏽鋼板作為素材製成汽車排氣管用或燃料槽或燃料管路用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板為佳。在製造汽車零件或兩輪用零件、具體地為汽車排氣管或燃料槽或燃料管路時，藉由使用本發明的不鏽鋼板，在成形的自由度提升之同時，將零件間的熔接省略之一體成型係成為可能且能夠有效率地製 造零件。
又，將上述本發明的不鏽鋼板作為素材而製成之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼管，在由大於1mm之比較厚的鋼板所構成之鋼管，係具備能夠經得起2D擴管加工(將管端擴大至直徑D的2倍之直徑2D為止之加工)之加工性。
其次，說明製造方法。本發明的鋼板之製造方法，係由製鋼-熱軋-酸洗之後，重複冷軋及退之步驟所構成。在製鋼，較佳是將含有前述必要成分及按照必要而添加的成分之鋼，進行轉爐熔煉且接著進行2次精煉之方法。熔煉後的熔鋼，係依照眾所周知的鑄造方法(連續鑄造)而製成鋼胚。鋼胚係被加熱至預定溫度，藉由連續輥軋而熱軋成為預定板厚。
在本發明，係不施行熱軋板退火而進行酸洗處理且提供冷軋步驟作為冷軋素材。這與通常的製法不同(通常係施行熱軋板退火)。施行熱軋板退火而得到整粒再結晶組織之方法係通常的製造方法，這樣是不容易顯著地減小冷軋前的結晶粒。冷軋前的結晶粒較大時，晶界面積減少，特別是在製品板使r值提升之{111}結晶方位不發達之同時，{311}結晶方位發達。因此，在本發明係不施行熱軋板退火，而利用藉由促進在熱軋步驟的再結晶之組織微細化。
鑄造後的鋼胚，係在1100~1200℃被加熱。大於1200℃的加熱時，因為結晶粒粗大化且在熱軋步驟不產生組織微細化，所以{111}結晶方位不發達且{311}結晶方位 發達，致使r值變低，乃是不佳。又，在小於1100℃，亦是因為只有加工組織發達而不產生再結晶，所以{111}結晶方位不發達且{311}結晶方位發達，除了r值變低以外，亦製品板隆起特性亦成為不良。因此，較佳鋼胚加熱溫度係設為1100~1200℃。而且，考慮生產性時，以1160℃以下為佳。考慮表面瑕疵時，以1120℃以上為佳。
鋼胚加熱後，在熱軋步驟係施行複數道次的粗軋且在一方向施行由複數機架所構成之精加工輥軋。粗軋後，以高速施行精加工輥軋且捲取成為鋼捲狀。在本發明，為了在捲取時得到微細的再結晶組織，係規定粗軋溫度及捲取溫度。為了使成形性提升，捲取後使其再結晶而成為微細組織為重要的。藉由捲取後成為微細組織，而能夠抑制在隨後的冷軋步驟產生剪斷變形且減少形成{311}集合組織，又，能夠使{111}集合組織更發達。因此，因為捲取溫度太低時，捲取時不產生再結晶，所以高溫且高速進行精加工輥軋係必要的。因此，規定以起始溫度為900℃以上、結束溫度為800℃以上、其差為200℃以內、捲取溫度亦為600℃以上之方式進行精加工輥軋。以起始溫度為950℃以上、結束溫度為820℃以上、其差為150℃以內為佳。
在本發明，係不施行熱軋板退火而進行酸洗處理且提供冷軋步驟。這與通常的製法不同(通常係施行熱軋板退火)，藉由與前述的熱軋條件組合，在冷軋途中得到微細的再結晶粒且實現r值的提升。又，冷軋步驟係依照中間冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火的順序而進行。
在冷軋條件，可使用可逆式的20段森吉米爾(Sendzimir)輥軋機和6段或12段輥軋機，亦可使用連續地輥軋複數道次之串聯式(tandem)輥軋機來實施。但是，至少1次使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率來進行冷軋。藉由將軋輥直徑設為400mm以上，來抑制冷軋時的剪切變形，而且在隨後的退火階段抑制生成減低r值的結晶方位之{311}<136>。此種大直徑軋輥輥軋係以在中間冷軋時進行為佳。
又，在途中施行之中間退火，能夠得到再結晶組織或即將完成再結晶之前的組織，但是再結晶完成時的結晶粒度號碼係以成為6以上為佳。這是因為小於6時結晶粒徑粗大，不容易產生從晶界形成{111}方位，特別是在較厚的材料，係成為妨礙r值的提升。更佳是以6.5以上為佳。作為滿足其之條件，中間退火溫度係設為800~880℃。在通常的中間退火，為了使再結晶粒成長，係在大於880℃的溫度進行退火，但是在本發明，為了在即將完成再結晶之前或剛完成再結晶之後的微細組織，係在比通常更低的溫度進行退火。因為小於800℃時，係成為未再結組織，所以將下限設為800℃。而且考慮生產性和酸洗性時，係以825℃以上為佳。又，考慮生產性和酸洗性時，以小於870℃為佳。在此，所謂再結晶完成組織，係意味著全部的顆粒為再結晶成為等軸狀之組織，所謂即將完成之前的組織，係意味著除了等軸狀的結晶粒以外，亦殘留稍微伸展的未再結晶組織之組織。
針對最後冷軋，因為軋縮率變高時，成為再結晶的驅動力之積蓄能量増大且{111}結晶方位係優先核生成且容易進行選擇成長，所以設為以至少60%以上的軋縮率進行冷軋。
針對最後冷軋後的最後退火，係將退火溫度設為850~950℃且將結晶粒度號碼調整成為6以上。因為結晶粒度號碼小於6時，被稱為隆起和皺皮之表面粗糙變為顯著，所以較佳是將上限為6。結晶粒度號碼係以6.5以上為佳。而且考慮生產性和酸洗性、表面品質時，退火溫度係以880℃以上為佳。又，考慮生產性和酸洗性、表面品質時，退火溫度係以910℃以下為佳。
實施例
以下說明上述第1發明態樣的實施例。
將表1-1、表1-2表示的成分組成之鋼進行熔煉且鑄造鋼胚，熱軋後，將熱軋板退火省略而施行冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火來得到1.2mmt的製品板。又，針對熱軋條件，亦對粗軋縮率/精加工軋縮率進行研討，來調查各鋼的特性。對於各鋼，使用表2-1、表2-2、表2-3所表示的製造條件下進行製造。板厚中心部附近的{111}強度及{411}強度、平均r值、隆起之評價方法係如前述。
得知本發明例的鋼係r值較高、隆起高度較低且具有優異的壓製成形性。又，表2-1~表2-3係顯示將鋼板作為素材而製造ERW鋼管且進行擴管試驗之結果。擴管試驗係使用60°的圓錐體而進行2D擴管(將管端擴大至素管直徑的2倍為止)試驗，將無裂紋時評定為A，將有裂紋時判定為X。藉此，能夠確認本發明的鋼管係具有優異的成形性。
以下說明上述第2發明態樣的實施例。
將表3-1、表3-2表示的成分組成之鋼進行熔煉且鑄造鋼胚，熱軋至5mmt為止後，將熱軋板退火省略(在一部分比較例係實施熱軋板退火)而施行中間冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火來得到各種厚度的製品板。對於各鋼，在表4-1~表4-3所表示的製造條件下進行製造。
又，集合組織的測定，係使用X光繞射裝置(理學電氣興業股份公司製)且使用Mo的-Kα線，而得到板厚中心區域(藉由機械研磨及電解研磨的組合而出現中心區域)的(200)、(110)、(211)正極點圖，從該正極點圖使用球面調和函數而得到ODF(方位分佈函數；Orientation Distribution Function)。基於該測定結果而算出{111}<110>方位強度、{311}<136>方位強度。
平均r值(rm)的評價，係從製品板採取JIS13號B拉伸試片而對輥軋方向、與輥軋方向45°方向、與輥軋方向90°方向賦予14.4%變形之後，採用(3)式及(4)式而算出。
r=ln(W0/W)/ln(t0/t) (3)
在此，W0為拉伸前的板寬，W為拉伸後的板 寬，t0為拉伸前的板厚，t為拉伸後的板厚。
rm=(r0+2r45+r90)/4 (4)
在此，rm為平均r值，r0為輥軋方向的r值，r45為與輥軋方向45°方向的r值，r90為與輥軋方向基於90°方向的r值。
又，在表4-1~表4-3，係顯示將該鋼板作為素材而製造ERW鋼管且進行擴管試驗之結果。擴管試驗係使用60°的圓錐體而進行2D擴管(將管端擴大至素管的2倍為止)試驗，將無裂紋時評定為A，將有裂紋時評定為X。
從表3-1、表3-2、表4-1~表4-3能夠清楚明白，本發明例的鋼之平均r值與板厚的關係為滿足rm≧-1.0t+3.0的關係且具有優異的壓製成形性。又，2D擴管試驗結果係任一者均評定為「A」。藉此，能夠確認本發明的鋼管係具有優異的成形性。

Claims (19)

  1. 一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有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%、0.05~1.0%之Ti、Nb的1種或2種，剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之鋼，而且板厚中心部附近的{111}強度為5以上且{411}強度為小於3。
  2. 如請求項1之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，設為Cr：10.5%以上且小於14%。
  3. 如請求項1或2之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，進一步含有下述之1種或2種以上：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%。
  4. 如請求項3之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，設為Mo：小於0.5%。
  5. 如請求項1至4項中任一項之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中結晶粒度號碼為5.5以上。
  6. 一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於：將具有如請求項1至4項中任一項的成分之不鏽鋼胚進行熱軋時，係進行將鋼胚加熱溫度設為1100~1200℃，將粗軋的道次數(n次)之中(n-2)次以上各自以軋縮率30%以上，同時將粗軋結束溫度設為1000℃以上且將精加工溫度設為900℃以下之連續輥軋，而且在700℃以下進行捲取，隨後，將熱軋板退火省略，接著進行至少1次係使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率冷軋之中間冷軋、在820~880℃加熱之中間退火、最後冷軋、及在880~950℃加熱之最後退火。
  7. 如請求項6之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述中間退火步驟，係使結晶粒度號碼成為6以上且使板厚中心層附近的{111}方位強度成為3以上。
  8. 如請求項6之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述最後退火步驟，係使結晶粒度號碼成為5.5以上。
  9. 一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼管，係將如請求項1至5項中任一項之不鏽鋼板設作素材且造管而成。
  10. 一種汽車排氣系統零件用肥粒鐵系不鏽鋼板，係將如請求項1至5項中任一項之不鏽鋼板設作素材。
  11. 一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵 在於：以質量%計，含有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，及Ti：0.05~0.30%與Nb：0.01~0.50%的1種或2種，且Ti及Nb的合計為8(C+N)或0.05之較小的值~0.75%，剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成，而且{111}<110>方位強度為4.0以上且{311}<136>方位強度為小於3.0。
  12. 如請求項11之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中以質量%計，進一步含有下述之1種或2種以上：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%。
  13. 如請求項11或12之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中結晶粒度號碼為6以上。
  14. 如請求項11至13項中任一項之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中將板厚設為t(mm)、平均r值設為rm時，rm≧-1.0t+3.0。
  15. 一種汽車零件用或兩輪用零件用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係將如請求項11至14項中任一項之不鏽鋼板設作素材。
  16. 一種汽車排氣管用或燃料槽用或燃料管路用之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係將如請求項11至14項中任一項之不鏽鋼板設作素材。
  17. 如請求項11至14項中任一項之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於：在將如請求項11或12項的成分組成之不鏽鋼的鋼胚進行熱軋之熱軋步驟，係將鋼胚加熱溫度設為1100~1200℃而進行粗軋，以起始溫度為900℃以上、結束溫度為800℃以上且其差異為200℃以內之方式進行精加工輥軋，而且在600℃以上進行捲取，隨後，將熱軋板退火省略而進行中間冷軋、中間退火、最後冷軋、最後退火，在冷軋步驟係至少一次使用直徑為400mm以上的軋輥且以40%以上的軋縮率進行冷軋，在中間退火步驟係在800~880℃進行加熱，在最後冷軋步驟係以60%以上的軋縮率進行冷軋，而且在最後退火步驟係在850~950℃進行加熱。
  18. 如請求項17之具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其中在前述中間退火步驟，使組織成為即將完成再結晶之前、或結晶粒度號碼成為6以上之微細組織。
  19. 一種具有優異的成形性之肥粒鐵系不鏽鋼管，係將如請求項11至14項中任一項之不鏽鋼板設作素材而製成。
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