WO2016068139A1 - 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

フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法 Download PDF

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濱田　純一
航 西村
純 荒木
望 福田
利男 田上
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新日鐵住金ステンレス株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel plate and steel pipe as materials for heat-resistant parts that require particularly excellent formability, and a ferritic stainless steel plate and steel pipe as materials for molded products that require particularly excellent workability, and The present invention relates to a manufacturing method thereof.
  • Ferritic stainless steel sheets are used in a wide range of fields, including home appliances, kitchen equipment, and electronic equipment.
  • the application of stainless steel sheets has been studied as a material used for exhaust pipes, fuel tanks and pipes of automobiles and motorcycles. These parts are required to have high workability for molding in addition to corrosion resistance and heat resistance in an exhaust environment and a fuel environment.
  • ferritic stainless steel plates are inferior in formability, although they are low in cost, there are cases where applications and part shapes are limited.
  • a complicated shape is directed.
  • Patent Document 1 discloses a method for defining the line pressure in the finish rolling process in the hot rolling process and a method for defining the hot rolled sheet annealing conditions for applications where processing is severe.
  • Patent Document 2 discloses a method of defining an X-ray integral intensity ratio and a temperature and rolling reduction in hot rolling rough rolling, and performing intermediate annealing in addition to hot rolling sheet annealing.
  • Patent Documents 3 to 6 disclose ones that specify an r value and ones that define elongation at break.
  • Patent Documents 7 and 8 disclose a technique for particularly defining hot rolling conditions. These show that the final pass rolling reduction during hot rolling rough rolling is set to 40% or more, or at least one pass is set to 30% or more.
  • Patent Document 9 the texture ( ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>, ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148>) in the central region of the plate thickness is controlled for ferritic stainless steel to which Mo is added at 0.5% or more.
  • Patent Document 10 discloses a technique for obtaining a high r-value steel material by controlling the intermediate annealing structure by omitting hot-rolled sheet annealing for ferritic stainless steel to which Mo is added at 0.5% or more. .
  • Patent Documents 11 to 12 disclose ferritic stainless steels that are devised to improve workability by reducing carbon or adjusting components. However, these are not workable enough to perform 2D tube expansion, and the above disclosure is insufficient.
  • the thing of patent document 13 is improving workability by conditions, such as the annealing temperature of a hot rolling process, annealing time, and a rolling rate.
  • the maximum r value is about 1.6.
  • patent document 14 is improving workability by performing hot rolling sheet annealing.
  • the steel plate is 0.8 mm, and the r value is about 1.8 at maximum.
  • Patent Document 15 discloses a steel pipe having a tube expansion rate exceeding 100% by performing two-stage annealing. In this case, an r value of about 1.6 and a 0.8 mm material are assumed.
  • Patent Document 16 discloses ferritic stainless steel that improves the elongation by reducing the Si and Mn contents, and reduces the roping and ridging of the product by containing Mg to reduce the solidified structure. .
  • the case where hot-rolled sheet annealing is performed and the case where it is not performed are described, and there is no disclosure about hot-rolling conditions when hot-rolled sheet annealing is not performed.
  • Patent Document 17 discloses a ferritic stainless steel sheet that is excellent in formability with low roughness of the processed skin. In order to suppress the decrease in elongation, the contents of Si and Mn are suppressed. The texture is controlled by lowering the finishing hot rolling temperature and the coiling temperature to reduce rough machining and by performing two cold rolling processes in which hot rolling sheet annealing is omitted.
  • JP 2002-363712 A JP 2002-285300 A JP 2002-363711 A JP 2002-97552 A JP 2002-60973 A JP 2002-60972 A Japanese Patent No. 4590719 Japanese Patent No. 40655579 Japanese Patent No. 4624808 Japanese Patent No. 4397772 JP 2012-112020 A JP 2005-314740 A JP 2005-325377 A JP 2009-299116 A JP 2006-274419 A JP 2004-002974 A JP 2008-208412 A
  • the first object of the present invention is to solve the problems of the known technology and to efficiently produce ferritic stainless steel sheets and steel pipes excellent in formability that are particularly suitable for automobile exhaust parts.
  • the present inventor has grasped the problems of the following known techniques.
  • the method of improving the r value described in Patent Document 2 is effective when the cold rolling reduction ratio is relatively large with a product thickness of about 0.8 mm, but is sufficient for thicker than 1 mm thickness. It was not a thing. The reason for this is considered to be that the crystal grain size becomes coarse when the hot-rolled sheet annealing is performed, and the effect of refining the structure before cold rolling cannot be obtained. Furthermore, these production methods have a problem that efficient steel plate production is not possible.
  • cracking may occur during processing only by improving the r value, and specifically, cracks may occur due to surface irregularities called ridging that occur during processing. .
  • a case where the degree of ridging is low may be expressed as “good ridging characteristics”.
  • the second object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet and a steel pipe that solve the problems of the known techniques and are excellent in workability. Moreover, it is a subject to manufacture efficiently.
  • a steel pipe having a workability that can withstand 2D pipe expansion processing processing to expand the pipe end to a diameter 2D that is twice the diameter D
  • steel pipe could not be realized.
  • the present inventors have investigated the formability of ferritic stainless steel sheets and ferritic stainless steel pipes produced from the ferritic stainless steel sheets, and the structure and crystal orientation of the steel components and the steel sheet manufacturing process. Detailed research was conducted from the viewpoint. As a result, for example, when used under extremely severe molding applied to exhaust system parts integrally molded into complex parts, it is excellent by controlling the crystal orientation distribution difference of the thickness center layer of ferritic stainless steel sheet. It has been found that having the r value and the ridging characteristics can significantly improve the degree of freedom of molding.
  • the gist of the present invention for solving the first problem is as follows. (1) In mass%, C: 0.001 to 0.03%, Si: 0.01 to 0.9%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.01 to 0.05 %, S: 0.0003 to 0.01%, Cr: 10 to 20%, N: 0.001 to 0.03%, 0.05% to 1.0% of one or two of Ti and Nb.
  • the ferritic stainless steel sheet having excellent formability according to the present invention wherein Mo is less than 0.5% by mass.
  • the slab heating temperature is set to 1100 to 1200 ° C., and the number of rough rolling passes (n times) is (n ⁇ 2) times or more.
  • the rolling is performed at a rolling reduction of 30% or more, the rough rolling finish temperature is 1000 ° C. or more, and the finishing temperature is 900 ° C. or less.
  • the continuous rolling is performed at 700 ° C. or less, and then the hot-rolled sheet annealing is omitted.
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent formability can be efficiently provided without introducing new equipment.
  • the present invention it is possible to provide a ferritic stainless steel sheet having an excellent r value and ridging properties.
  • the material to which the present invention is applied particularly as a component for automobiles and motorcycles,
  • the degree of freedom is improved, and it is possible to perform integral molding, etc., in which welding between parts is omitted, and efficient part manufacture is possible. That is, the present invention is extremely useful in industry.
  • the gist of the present invention for solving the second problem is as follows. (11) In mass%, C: 0.03% or less, N: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 3.0% or less, P: 0.04% or less, S: One of 0.0003 to 0.0100%, Cr: 10 to 30%, Al: 0.300% or less, and Ti: 0.05 to 0.30%, Nb: 0.01 to 0.50% or 2 types are included, the sum of Ti and Nb is 8 (C + N) or a small value of 0.05 to 0.75%, the balance is made of Fe and inevitable impurities, and the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> orientation strength Is a ferritic stainless steel sheet excellent in formability, characterized by having a ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136> orientation strength of less than 3.0.
  • B 0.0002 to 0.0030%, Ni: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.1 to 2.0%, Cu: 0.1 to 3. 0%, V: 0.05 to 1.00%, Ca: 0.0002 to 0.0030%, Mg: 0.0002 to 0.0030%, Sn: 0.005 to 0.500%, Zr: 0 0.01 to 0.30%, W: 0.01 to 3.00%, Co: 0.01 to 0.30%, Sb: 0.005 to 0.500%, REM: 0.001 to 0.200 %, Ga: 0.0002 to 0.3%, Ta: 0.001 to 1.0%, and Hf: 0.001 to 1.0%.
  • a ferritic stainless steel sheet excellent in formability of the invention.
  • a ferritic stainless steel sheet excellent in formability according to the present invention wherein the grain size number is 6 or more.
  • the thickness t (mm), if the average r value was r m, excellent ferritic stainless steel sheet formability of the present invention which is a r m ⁇ -1.0t + 3.0.
  • the hot rolling step of hot rolling a stainless steel slab having the component composition of the present invention
  • rough rolling is performed at a slab heating temperature of 1100 to 1200 ° C.
  • the finish rolling is started at a temperature of 900 ° C. or more and the end temperature is 800 ° C. or higher, the difference is within 200 ° C., wound at 600 ° C. or higher, and then subjected to intermediate cold rolling, intermediate annealing, final cold rolling, and final annealing by omitting hot-rolled sheet annealing
  • the cold rolling step at least once, it is cold rolled at a rolling reduction of 40% or more using a roll having a diameter of 400 mm or more, heated to 800 to 880 ° C.
  • the method for producing a ferritic stainless steel sheet having excellent formability according to the present invention which is cold-rolled at the above rolling reduction and heated to 850 to 950 ° C. in the final annealing step.
  • the method for producing a ferritic stainless steel sheet having excellent formability according to the present invention wherein in the intermediate annealing step, the microstructure is set to a microstructure immediately before completion of recrystallization or a grain size number of 6 or more.
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent formability can be efficiently provided without introducing new equipment. Even a steel pipe made of a relatively thick steel plate exceeding 1 mm can be subjected to 2D pipe expansion.
  • the present invention it is possible to provide a ferritic stainless steel sheet having an excellent r value, and the material to which the present invention is applied, particularly automobiles and motorcycle parts, that is, exhaust pipes such as mufflers and exhaust manifolds, When used for fuel tanks and pipes, the degree of freedom of molding is improved, and integral molding in which welding between parts is omitted is possible, and efficient part manufacturing is possible. That is, the present invention is extremely useful industrially.
  • r value As an index of formability of a ferritic stainless steel sheet, there are an r value that is an index of deep drawability, total elongation that is an index of stretchability, and ridging of surface defects that occur after press working.
  • the r value and ridging are mainly affected by the crystal orientation of the steel, and the total elongation is mainly affected by the steel component. The better these properties, the larger the moldable size.
  • the r value increases as the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation (crystal grains whose ⁇ 111 ⁇ plane is parallel to the plate surface of the steel plate in the body-centered cubic structure) increases in the crystal orientation.
  • the r value is not determined only by the ⁇ 111 ⁇ orientation, but the ⁇ 411 ⁇ orientation affects.
  • ridging when a group of crystal grains having different crystal orientations (colony) is formed by extending in the rolling direction, unevenness, that is, ridging is formed on the steel sheet surface due to the difference in plastic deformation ability between the colonies. Is done.
  • reduction of ⁇ 100 ⁇ and ⁇ 111 ⁇ orientation colonies is effective for preventing ridging. Since ⁇ 111 ⁇ is a crystal orientation that improves the r value, the conventional knowledge suggests that r value improvement and ridging reduction cannot be achieved at the same time.
  • the microstructure formation, r-value developability, and ridging generation mechanism of ferritic stainless steel sheets were examined in detail on a microstructural basis.
  • the ⁇ 411 ⁇ azimuth is more related to the quality of ridging than the ⁇ 100 ⁇ azimuth.
  • a ferritic stainless steel plate excellent in r value and ridging and extremely excellent in formability, and a steel pipe made from the same can be provided.
  • the present invention by defining that the ⁇ 111 ⁇ strength in the vicinity of the central portion of the plate thickness is 5 or more and the ⁇ 411 ⁇ strength is less than 3, a ferritic stainless steel plate excellent in formability with both r value and ridging is obtained. provide.
  • the ⁇ 111 ⁇ intensity and the ⁇ 411 ⁇ intensity in the vicinity of the center portion of the plate thickness are measured by using an X-ray diffractometer and using the Mo-K ⁇ ray, (200), (110) and ( 211) It can obtain
  • the vicinity of the center of the plate thickness in consideration of the accuracy of sample collection, it specifically means a region having a plate thickness center of ⁇ 0.2 mm.
  • FIG. 1 and FIG. 2 show the results of examining the relationship between the texture, the r value, and the ridging characteristics of a 1.2 mm thick cold rolled steel sheet under various conditions.
  • an X-ray diffractometer manufactured by Rigaku Denki Kogyo Co., Ltd.
  • Mo-K ⁇ rays are used to reveal the central region of the plate thickness (the central region is a combination of mechanical polishing and electrolytic polishing).
  • Average r value (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4 (2)
  • r 0 is the r value in the rolling direction
  • r 45 is the r value in the rolling direction and the 45 ° direction
  • r 90 is the r value in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the higher the average r value the better the deep drawability of the steel sheet and the bending and expansion of the steel pipe.
  • Evaluation of ridging was done by taking a JIS No. 5 tensile specimen from a cold-rolled annealed plate and applying a strain of 16% in the rolling direction, and then measuring the height of the irregularities on the steel sheet surface with a two-dimensional roughness meter. Ridging height.
  • the ridging properties are better as the ridging height is lower.
  • the object of the present invention is to obtain a ferritic stainless steel sheet and a steel pipe with extremely excellent formability. However, if the average r value is 1.7 or more and the ridging height is less than 10 ⁇ m, the material can withstand severe processing. It is.
  • the average r value is 1.7 or more when the ⁇ 111 ⁇ strength is 5 or more, and the ridging height is less than 10 ⁇ m when the ⁇ 411 ⁇ strength is less than 3. Therefore, the range of the present invention was set such that the ⁇ 111 ⁇ strength was 5 or more and the ⁇ 411 ⁇ strength was less than 3.
  • the r value improves as the ⁇ 111 ⁇ orientation strength increases, but the ⁇ 411 ⁇ orientation is a crystal orientation that lowers the r value. Further, since the ⁇ 411 ⁇ orientation has a low r value compared to the ⁇ 111 ⁇ orientation, the thickness reduction during deformation is large, and it becomes easy to form a ridging recess.
  • the present inventors in addition to increasing the r value by increasing the ⁇ 111 ⁇ azimuth, which is a conventional finding, the present inventors have newly found a high r value and ridging reduction by reducing the ⁇ 411 ⁇ azimuth. 1 and 2, the plots whose [ ⁇ 111 ⁇ intensity and ⁇ 411 ⁇ intensity] are [6.7, 2.4] and [11.9, 2.4], respectively, are average r values and ridging heights. Both are good.
  • Si may be added as a deoxidizing element, and also improves oxidation resistance.
  • it is a solid solution strengthening element, the smaller the content, the better from the viewpoint of ensuring total elongation.
  • the addition of a large amount brings about a change of the slip system and promotes the development of ⁇ 411 ⁇ crystal orientation and suppression of ⁇ 111 ⁇ orientation, so the upper limit was made 0.9%.
  • the lower limit was made 0.01%.
  • excessive reduction leads to an increase in refining cost, and 0.2% or more is desirable in consideration of weldability. For the same reason, 0.5% or less is desirable.
  • Mn is a solid solution strengthening element like Si
  • the upper limit was set to 1.0% in consideration of oxidation peelability.
  • the lower limit was made 0.01%.
  • the material 0.5% or less is desirable.
  • the manufacturing cost 0.1% or more is desirable.
  • P is a solid solution strengthening element like Mn and Si
  • the content is preferably as small as possible. Further, a large amount of addition causes a change of the slip system and promotes the development of ⁇ 411 ⁇ crystal orientation, so the upper limit was made 0.05%. However, excessive reduction leads to an increase in raw material cost, so the lower limit was made 0.01%. Furthermore, if considering the manufacturing cost and corrosion resistance, 0.02% or less is desirable.
  • Cr is an element that improves corrosion resistance and oxidation resistance, and when considering the exhaust part environment, 10% or more is necessary from the viewpoint of suppressing abnormal oxidation. 10.5% or more is preferable. On the other hand, excessive addition becomes hard and deteriorates moldability, suppresses the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains, and promotes the development of ⁇ 411 ⁇ oriented grains. Further, from the viewpoint of cost increase, the upper limit is set to 20%. In consideration of the manufacturing cost and the plate breakage and workability at the time of manufacturing the steel plate due to the deterioration of toughness, the content is preferably less than 14%.
  • N deteriorates formability and corrosion resistance in the same way as C, and the development of ⁇ 111 ⁇ crystal orientation is greatly influenced by solid solution C.
  • the addition of 0.03% or more reaches 5 in the ⁇ 111 ⁇ orientation strength. Therefore, the upper limit was made 0.03%.
  • the lower limit was made 0.001%.
  • 0.005% or more is desirable.
  • Considering workability and corrosion resistance 0.015% or less is desirable.
  • the present invention contains 0.05% to 1.0% of one or two of Ti and Nb.
  • Ti is an element added to combine with C, N and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance and deep drawability. Since the C and N fixing action appears at a Ti content of 0.05% or more, the lower limit was made 0.05%. 0.06% or more is desirable. Further, if Ti is added in excess of 1.0%, it hardens with solute Ti and the ⁇ 411 ⁇ orientation develops, and the toughness deteriorates, so the upper limit was made 1.0%. Furthermore, when manufacturing cost etc. are considered, 0.25% or less is desirable.
  • Nb is added as necessary because it is effective for suppressing crevice corrosion and promoting repassivation in addition to improving workability and high temperature strength due to the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains. This effect due to the addition of Nb appears at 0.05% or more, so the lower limit was made 0.05%. However, addition of more than 1.0% causes ⁇ 411 ⁇ azimuth strength to exceed 3 due to coarse Nb (C, N), and the upper limit of Nb is set to 1.0% for hardening. In consideration of the raw material cost, 0.55% or less is desirable.
  • the stainless steel plate of the present invention may further selectively contain the following elements.
  • B is an element that improves the secondary workability of the product by segregating at the grain boundaries. In addition to suppressing vertical cracking during secondary processing of the exhaust pipe, it is necessary to add B in an amount of 0.0002% or more in order to prevent cracking particularly in winter. 0.0003% or more is preferable. However, excessive addition of B brings about suppression of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and decreases workability and corrosion resistance, so the upper limit was made 0.0030%. Furthermore, considering refining costs and a decrease in ductility, 0.0015% or less is desirable.
  • Al in addition to being added as a deoxidizing element, has an effect of suppressing exfoliation of oxide scale, and since its action is manifested from 0.005%, the lower limit was made 0.005%. Further, addition of Al of 0.3% or more causes the ⁇ 111 ⁇ azimuth strength not to reach 5 due to coarse AlN precipitation, and also causes a decrease in elongation, weld penetration, and deterioration of surface quality. 3%. Furthermore, considering refining cost, 0.15% or less is desirable. Considering the pickling property at the time of manufacturing the steel sheet, 0.01% or more is desirable.
  • Ni is added as necessary to suppress crevice corrosion and promote repassivation. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. 0.2% or more is preferable. However, if it exceeds 1.0%, the slip system changes and the ⁇ 411 ⁇ orientation develops, its strength exceeds 3, and it becomes easy to cause hardening and stress corrosion cracking. %. In consideration of the raw material cost, 0.8% or less is desirable.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance, and is an element that suppresses crevice corrosion, particularly when it has a crevice structure. If Mo exceeds 2.0%, the formability is remarkably deteriorated and the manufacturability is deteriorated. Therefore, the upper limit of Mo is set to 2.0%. Furthermore, in consideration of suppressing the development of ⁇ 411 ⁇ oriented grains and developing the ⁇ 111 ⁇ orientation sharply, and considering the alloy cost and productivity, less than 0.5% is desirable. Since the above effect due to the Mo content is manifested at 0.01% or more, the lower limit is preferably 0.01%. More preferably, the lower limit is 0.1%.
  • Cu is added as necessary to suppress crevice corrosion and promote repassivation. Since this effect appears from 0.1% or more, the lower limit was made 0.1%. 0.3% or more is preferable. However, excessive addition hardens and suppresses the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains and degrades the formability, so the upper limit was made 3.0%. In consideration of manufacturability, 1.5% or less is desirable.
  • V is added as necessary to suppress crevice corrosion. Since this effect appears from 0.05% or more, the lower limit was made 0.05%. 0.1% or more is preferable. However, the upper limit of V was set to 1.0% because the ⁇ 111 ⁇ azimuth strength does not reach 5 due to coarse VN generation due to the addition of V exceeding 1.0%, and it hardens and deteriorates moldability. In consideration of the raw material cost, 0.5% or less is desirable.
  • Ca is added as necessary for desulfurization. Since this effect does not appear at less than 0.0002%, the lower limit is made 0.0002%. On the other hand, if added over 0.0030%, water-soluble inclusions CaS are generated to suppress ⁇ 111 ⁇ orientation and develop ⁇ 411 ⁇ orientation, resulting in a decrease in r value. Moreover, the upper limit of Ca is set to 0.0030% in order to significantly reduce the corrosion resistance. Furthermore, from the viewpoint of surface quality, 0.0015% or less is desirable.
  • Mg is an element that contributes to the development of a texture that may be added as a deoxidizing element or that refines the slab structure and improves formability. Since this is expressed from 0.0002% or more, the lower limit was made 0.0002%. 0.0003% or more is preferable. However, the addition of more than 0.0030% causes the ⁇ 111 ⁇ azimuth strength to not reach 5 due to coarse MgO generation and leads to deterioration of weldability and corrosion resistance, so the upper limit of Mg was made 0.0030%. Considering the refining cost, 0.0010% or less is desirable.
  • Zr is added in an amount of 0.01% or more as necessary to promote the development of texture by combining with C and N.
  • the addition of more than 0.3% does not cause the ⁇ 111 ⁇ orientation strength to reach 5 due to the formation of coarse ZrN, and also increases the cost and significantly deteriorates manufacturability. Therefore, the upper limit of Zr is set to 0.3%. Furthermore, considering refining costs and manufacturability, 0.1% or less is desirable.
  • W W contributes to the improvement of corrosion resistance and high-temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary. Addition of W over 3.0% results in coarse WC generation and the ⁇ 111 ⁇ orientation strength does not reach 5, and also leads to toughness deterioration and cost increase during steel plate production, so the upper limit of W is set to 3.0% . Furthermore, considering refining costs and manufacturability, 2.0% or less is desirable.
  • Co contributes to improving the high-temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary. Addition of over 0.3% results in coarse CoS 2 formation and the ⁇ 111 ⁇ orientation strength does not reach 5, and also leads to toughness deterioration and cost increase during steel plate production, so the upper limit of Co is set to 0.3% . Furthermore, considering refining costs and manufacturability, 0.1% or less is desirable.
  • Sn contributes to improvement of corrosion resistance and high temperature strength, so 0.003% or more is added as necessary. 0.005% or more is desirable. Addition of more than 0.50% makes Sn segregation at grain boundaries noticeable, the ⁇ 111 ⁇ orientation strength does not reach 5, and slab cracking may occur during steel plate production, so the upper limit of Sn is 0.50. %. Furthermore, considering refining cost and manufacturability, 0.30% or less is desirable. Furthermore, 0.15% or less is desirable.
  • Sb is an element that acts to increase the high-temperature strength by segregating at the grain boundaries.
  • the amount of Sb added is set to 0.005% or more.
  • the upper limit of Sb is set to 0.50%.
  • Considering high temperature characteristics 0.03% or more is desirable. More desirably, it is 0.05% or more.
  • 0.30% or less is desirable. More desirably, it is 0.20% or less.
  • REM rare earth element
  • the lower limit is preferably 0.002%.
  • the effect is saturated, and the development of ⁇ 111 ⁇ orientation is suppressed by the formation of coarse oxide.
  • the upper limit is desirably 0.10%.
  • REM rare earth element follows the general definition. It is a generic term for two elements of scandium (Sc) and yttrium (Y) and 15 elements (lanthanoid) from lanthanum (La) to lutetium (Lu). It may be added alone or as a mixture.
  • Ga may be added at 0.3% or less for improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement, but addition of more than 0.3% generates coarse sulfides and suppresses the development of ⁇ 111 ⁇ orientation strength. r value deteriorates.
  • the lower limit is made 0.0002% from the viewpoint of sulfide and hydride formation. Furthermore, 0.0020% or more is more preferable from the viewpoint of manufacturability and cost.
  • Ta and Hf may be added in an amount of 0.001 to 1.0% for improving the high temperature strength.
  • other components are not particularly defined in the present invention, but Bi may be contained in an amount of 0.001 to 0.02% as necessary. Note that it is desirable to reduce general harmful elements and impurity elements such as As and Pb as much as possible.
  • the method for producing a steel sheet according to the present invention comprises the steps of steelmaking, hot rolling, pickling, cold rolling and annealing.
  • steelmaking a method in which the steel containing the above essential components and components added as necessary is subjected to furnace melting followed by secondary refining.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined plate thickness by continuous rolling.
  • the steel sheet is pickled without being subjected to hot-rolled sheet annealing, and used as a cold-rolled material for the cold-rolling process.
  • This is different from a normal manufacturing method (usually, hot-rolled sheet annealing is performed).
  • a method for obtaining a sized recrystallized structure by performing hot rolling plate annealing is a general manufacturing method, but with this method, it is difficult to significantly reduce crystal grains before cold rolling.
  • the crystal grains before cold rolling are large, the grain boundary area decreases, and in particular, the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation that improves the r-value does not develop in the product plate and the ⁇ 411 ⁇ crystal orientation develops.
  • the structure is refined by promoting recrystallization.
  • the cast slab is heated at 1100-1200 ° C. With heating above 1200 ° C., the crystal grains become coarse, and the refinement of the structure in the hot rolling process does not occur. Therefore, the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation does not develop, the ⁇ 411 ⁇ crystal orientation develops, and the r value decreases. Even at temperatures lower than 1100 ° C., recrystallization does not occur because the processed structure develops, resulting in poor ridging of the product plate. Therefore, the slab heating temperature was set to 1100 to 1200 ° C. Furthermore, in consideration of productivity and surface defects, 1120 ° C. or higher is desirable. For the same reason, 1160 ° C. or lower is desirable.
  • rough rolling completion temperature shall be 1000 degreeC or more.
  • finish rolling consisting of multiple stands is applied in one direction.
  • the finishing temperature is 900 ° C. or lower.
  • the winding temperature is set to 700 ° C. or lower.
  • the recrystallization is not promoted, but the processed structure is developed in order to refine the recrystallization structure in cold rolling and annealing after hot rolling. Therefore, the finishing rolling temperature is set to 900 ° C. or lower and the coiling temperature is set to 700 ° C. or lower, so that recovery and recrystallization are suppressed during this time and processing strain is positively introduced.
  • the finish rolling temperature is preferably 700 ° C. or higher, and the winding temperature is preferably 500 ° C.
  • the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or lower, and the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower.
  • the steel sheet is pickled without being subjected to hot-rolled sheet annealing and is subjected to a cold rolling process. This is different from the normal manufacturing method (usually, hot-rolled sheet annealing is performed).
  • hot-rolled sheet annealing is performed.
  • intermediate cold rolling In cold rolling, intermediate cold rolling, intermediate annealing, final cold rolling, and final annealing are performed in this order.
  • the intermediate cold rolling at least once, cold rolling is performed at a rolling reduction of 40% or more using a roll having a diameter of 400 mm or more.
  • a roll having a diameter of 400 mm or more By setting the roll diameter to 400 mm or more, shear strain during cold rolling is suppressed, and generation of crystal orientation (for example, ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148>) that reduces the r value in the subsequent annealing stage is suppressed.
  • the grain size number is 6 or more.
  • the crystal grain size is coarse, so that it becomes difficult to form ⁇ 111 ⁇ orientation from the grain boundary, and conversely ⁇ 411 ⁇ orientation grain is formed.
  • less than 6.5 is desirable.
  • the intensity of the ⁇ 111 ⁇ orientation at is 3 or more.
  • the intermediate annealing temperature is 820 to 880 ° C.
  • recrystallized grains are grown, so that annealing is performed at a temperature exceeding 880 ° C.
  • annealing is performed at a lower temperature than usual in order to obtain a microstructure immediately after recrystallization.
  • the lower limit was set to 820 ° C.
  • the upper limit was set to 880 ° C.
  • productivity and pickling property 830 ° C. or higher is desirable.
  • productivity and pickling property 875 degrees C or less is desirable.
  • the annealing temperature is set to 880 to 950 ° C. and the grain size number is adjusted to 5.5 or more.
  • the grain size number is less than 5.5, rough skin called ridging or orange peel becomes prominent, so the upper limit was set to 5.5.
  • the annealing temperature satisfying this is 950 ° C. or lower, the upper limit of the annealing temperature was set to 950 ° C.
  • the annealing temperature is preferably 910 ° C. or lower, and the crystal grain size number is preferably 6.5 or higher.
  • the other conditions in a manufacturing process suitably.
  • what is necessary is just to design slab thickness, hot rolling board thickness, etc. suitably.
  • roll roughness, roll diameter, rolling oil, number of rolling passes, rolling speed, rolling temperature, etc. may be appropriately selected within the scope of the present invention.
  • the annealing atmosphere may be bright annealing performed in a non-oxidizing atmosphere such as hydrogen gas or nitrogen gas if necessary, or may be performed in the air.
  • the product plate may be lubricated to further improve the press formability. In this case, the type of the lubricating film may be appropriately selected.
  • the stainless steel plate of the present invention has a high r value, a low ridging height, and excellent press formability. Therefore, the ferritic stainless steel pipe formed into the steel pipe using the stainless steel plate of the present invention as a raw material has good pipe expandability and has excellent formability.
  • the manufacturing method of a steel pipe what is necessary is just to select suitably, It is not limited to a welding method, What is necessary is just to select ERW, a laser, TIG, etc.
  • the above-described stainless steel plate of the present invention can be used as a ferritic stainless steel plate for automobile exhaust system parts.
  • the degree of freedom of molding is improved, and integral molding, etc., in which welding between parts is omitted, becomes possible, and efficient part production becomes possible.
  • the r value is mainly influenced by the crystal orientation of the steel, and is the ratio of ⁇ 111 ⁇ crystal orientation (crystal grains whose ⁇ 111 ⁇ plane is parallel to the plate surface of the steel plate in the body-centered cubic structure), particularly called ⁇ -fiber. The higher the value, the better.
  • the present invention by performing the intermediate annealing between the intermediate cold rolling and the final cold rolling at the time of manufacturing the steel plate, the ⁇ 111 ⁇ strength of the product plate is increased, and at the same time, ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136 which causes a decrease in workability. > We found that it was possible to suppress the formation of texture.
  • the average r value (r m ) of the steel sheet of the present invention is r m ⁇ ⁇ 1.0t + 3.0, and has excellent workability.
  • FIG. 3 shows the average r values of the examples manufactured by the present invention (white squares in the figure) and the steel sheets (black squares in the figure) produced by a process that deviates from the conditions of the present invention as comparative examples.
  • the thickness t (mm) if the average r value was r m, the average r value of ferritic stainless steel sheet produced by the present invention, since the the -r m ⁇ -1.0t + 3.0, the average r the value and the thickness of the relationship was r m ⁇ -1.0t + 3.0.
  • the thickness t is more than 1.2 mm, to 2D tube expanding the steel pipe, considering that the average r value is required 1.8 or more, when at least t ⁇ 1.2 mm, r m ⁇ - It is desirable that 1.0t + 3.0.
  • FIG. 4 shows the relationship of ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136> azimuth strength affecting the average r value.
  • the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength needs to be 4.0 or more.
  • the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength is 4.0 or more.
  • the average r value is very low.
  • the range of the present invention was set such that the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength was 4.0 or more and the ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136> azimuth strength was less than 3.0. More preferably, the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> orientation strength is 7 or more and the ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136> orientation strength is less than 2.
  • the r value was increased by reducing the ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136> azimuth strength instead of the conventional finding of increasing the r value by increasing the ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> azimuth strength.
  • the steel plate of the present invention is preferably adjusted to a grain size number of 6 or more.
  • the grain size number is less than 6, rough skin called ridging or orange peel becomes remarkable, so the lower limit was set to 6. More desirably, the crystal grain size number is 6.5 or more.
  • N like C, deteriorates formability and corrosion resistance, and the development of ⁇ 311 ⁇ oriented grains is greatly affected by solute N. Therefore, the lower the content, the better.
  • the upper limit of N is 0.03%. It was. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the lower limit was made 0.001%. Further, considering the manufacturing cost, 0.005% or more is desirable. In consideration of workability and corrosion resistance, 0.015% or less is desirable.
  • Si may be added as a deoxidizing element, and also improves oxidation resistance.
  • Si since Si is a solid solution strengthening element, its content is preferably 1.0% or less from the viewpoint of ensuring total elongation.
  • the upper limit is set to 1.0% in order to increase the amount of the slip system and promote the development of ⁇ 311 ⁇ crystal orientation.
  • 0.2% or more is desirable. More than 0.3% is more preferable. More preferably, it is 0.32% or more. 0.4% or more is preferable. Considering the manufacturing cost, 0.5% or less is desirable.
  • Mn is a solid solution strengthening element like Si
  • the upper limit of the content was 3.0% in terms of material. Furthermore, considering corrosion resistance, 0.1% or more is desirable. More than 0.3% is more preferable. More preferably, it is 0.32% or more. 0.4% or more is preferable. Further, considering the manufacturing cost, 0.5% or less is desirable.
  • P is a solid solution strengthening element, like Mn and Si, the smaller the content, the better. Moreover, since a large amount of addition causes a change of a slip system and promotes the development of ⁇ 311 ⁇ crystal orientation, the upper limit was made 0.04%. Furthermore, considering the manufacturing cost, 0.01% or more is desirable. Considering corrosion resistance, 0.02% or less is desirable.
  • S is an element that degrades corrosion resistance
  • the upper limit was made 0.01%.
  • Ti 4 C 2 S 2 is formed at a high temperature and contributes to the development of a texture effective for improving the r value. Since this occurs from 0.0003%, the lower limit of S was set to 0.0003%. Furthermore, if considering the manufacturing cost, 0.0005% or more is desirable. Considering crevice corrosion suppression when it is used as a part, 0.0050% or less is desirable.
  • Cr is an element that improves corrosion resistance and oxidation resistance, and when considering the exhaust part environment, 10% or more is necessary from the viewpoint of suppressing abnormal oxidation. 10.5% or more is preferable.
  • excessive addition of Cr causes hardening and deteriorates formability, suppresses the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains, and promotes the development of ⁇ 311 ⁇ oriented grains.
  • the upper limit of Cr is set to 30%. In consideration of sheet breakage and workability at the time of manufacturing a steel sheet due to manufacturing cost and toughness deterioration, less than 15% is desirable. With addition of 15% or more, the development of ⁇ 311 ⁇ oriented grains tends to occur due to hardening. Furthermore, the upper limit is preferably 13% or less.
  • Al is added as a deoxidizing element and has the effect of suppressing oxide scale peeling.
  • the Al content is desirably 0.01% or more.
  • the addition exceeding 0.300% brings about a decrease in elongation, weld penetration and surface quality deterioration, so the upper limit of Al was made 0.300%.
  • 0.15% or less is desirable.
  • the stainless steel plate of the present invention contains one or two of Ti and Nb.
  • Ti is an element added to combine with C, N and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance and deep drawability.
  • the fixing action of C and N is manifested from a Ti concentration of 0.05%, and if added below 0.05%, solid solution C and solid solution N that greatly affect the development of ⁇ 311 ⁇ crystal orientation cannot be sufficiently fixed.
  • the lower limit of Ti was set to 0.05%. 0.06% or more is desirable.
  • Nb like Ti, is an element added to combine with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, and deep drawability. Moreover, in addition to the improvement of workability and the improvement of high temperature strength due to the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains, it is added as necessary in order to promote the inhibition of crevice corrosion and repassivation. Since this effect is manifested at an Nb concentration of 0.01% or more, the lower limit of Nb was set to 0.01%. 0.05% or more is desirable. However, excessive addition of Nb causes hardening and deteriorates moldability, suppresses the development of ⁇ 111 ⁇ oriented grains, and promotes the development of ⁇ 311 ⁇ oriented grains, so the upper limit of Nb is 0.50%. did. Further, considering the manufacturing cost etc., 0.3% or less is desirable.
  • the total content of Ti and Nb is less than 8 (C + N) when the amount of carbon and nitrogen is large, and the effect is poor when the amount of carbon and nitrogen is less than 0.05% even when the amount of carbon and nitrogen is small.
  • the total content of Ti and Nb exceeds 0.75%, solid solution Ti and solid solution Nb increase, and the recrystallization temperature rises, which is not preferable. Therefore, it is 8 (C + N) or a small value of 0.05% or more and 0.75% or less.
  • the stainless steel plate of the present invention preferably further contains the following elements selectively.
  • B is an element that improves the secondary workability of the product by segregating at the grain boundaries. In addition to suppressing vertical cracks during secondary processing of exhaust system parts, it is necessary to add B in an amount of 0.0002% or more in order to prevent cracks particularly in winter. 0.0003% or more is desirable. However, excessive addition brings about suppression of ⁇ 111 ⁇ -oriented grains and lowers workability and corrosion resistance, so the upper limit of B was made 0.0030%. Furthermore, considering refining costs and a decrease in ductility, 0.0015% or less is desirable.
  • Ni is added as necessary to promote crevice corrosion suppression and repassivation. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit of Ni is set to 0.1%. More desirably, it is 0.2% or more. However, excessive addition of Ni hardens and deteriorates moldability, and stress corrosion cracking is likely to occur, so the upper limit of Ni was set to 1.0%. In view of the raw material cost, 0.8% or less is desirable. More desirably, it is 0.5% or less.
  • Mo is an element that improves corrosion resistance, and is an element that suppresses crevice corrosion, particularly when it has a crevice structure. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit of Mo is set to 0.1%. On the other hand, if Mo exceeds 2.0%, the formability is remarkably deteriorated or the productivity is deteriorated. Furthermore, if Mo is an appropriate amount, the growth of ⁇ 311 ⁇ -oriented grains is suppressed and the ⁇ 111 ⁇ orientation is sharply developed. However, excessive addition hardens with solute Mo, and ⁇ 311 ⁇ -oriented grains develop. Therefore, the upper limit of Mo is set to 2.0%. Considering alloy cost and productivity, 0.5% or less is desirable.
  • Cu is added as needed to suppress crevice corrosion and promote repassivation. Since this effect appears at 0.1% or more, the lower limit of Cu is set to 0.1%. 0.15% or more is preferable. However, excessive addition hardens and deteriorates moldability, so the upper limit of Cu was made 3.0%. 1.0% or less is preferable.
  • V is added as necessary to suppress crevice corrosion. Since this effect is expressed from 0.05% or more, the lower limit of V is set to 0.05%. 0.1% or more is desirable. However, excessive addition hardens and deteriorates moldability, so the upper limit of V was made 1.0%. In consideration of the raw material cost, 0.5% or less is desirable.
  • Ca is added as necessary for desulfurization. Since this effect does not appear at less than 0.0002%, the lower limit is made 0.0002%. Further, if added over 0.0030%, water-soluble inclusions CaS are generated and the r value is lowered. Moreover, the upper limit of Ca is set to 0.0030% in order to significantly reduce the corrosion resistance. Furthermore, from the viewpoint of surface quality, 0.0015% or less is desirable.
  • Mg is an element that contributes to the development of a texture that may be added as a deoxidizing element or that refines the slab structure and improves formability. Since this is expressed from 0.0002% or more, the lower limit of Mg was set to 0.0002%. 0.0003% or more is desirable. However, excessive addition leads to deterioration of weldability and corrosion resistance, so the upper limit of Mg was made 0.0030%. Considering the refining cost, 0.0010% or less is desirable.
  • Sn contributes to improvement of corrosion resistance and high-temperature strength, so 0.005% or more is added as necessary. 0.003% or more is desirable. However, since addition of more than 0.50% may cause slab cracking during steel sheet production, the upper limit of Sn is 0.50%. Furthermore, considering refining costs and manufacturing, 0.30% or less is desirable.
  • Zr is added in an amount of 0.01% or more as necessary in order to promote the development of the texture by combining with C or N. 0.03% or more is desirable. However, the addition of more than 0.30% increases the cost and significantly lowers the manufacturability, so the upper limit of Zr is set to 0.30%. Furthermore, considering refining costs and manufacturing, 0.20% or less is desirable.
  • W contributes to improvement of corrosion resistance and high temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary.
  • the addition of over 3.0% leads to toughness deterioration and cost increase during the production of the steel sheet, so the upper limit of W is made 3.0%.
  • the upper limit of W is made 3.0%.
  • 0.10% or less is desirable.
  • Co contributes to improving high temperature strength, so 0.01% or more is added as necessary.
  • the addition of more than 0.30% leads to toughness deterioration and cost increase during the production of the steel sheet, so the upper limit of Co is set to 0.30%.
  • the upper limit of Co is set to 0.30%.
  • 0.10% or less is desirable.
  • Sb is an element that acts to increase the high-temperature strength by segregating at the grain boundaries. Since this is expressed from 0.005% or more, the lower limit of Sb was set to 0.005%. 0.03% or more is desirable. More desirably, it is 0.05% or more. However, if it exceeds 0.50%, Sb segregation occurs and cracks occur during welding, so the upper limit of Sb is 0.50%. In consideration of high temperature characteristics, production cost, and toughness, 0.30% or less is desirable. More desirably, it is 0.20% or less.
  • REM rare earth element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • lanthanoid lanthanum
  • Lu lutetium
  • Ga may be added at 0.3% or less in order to improve corrosion resistance and suppress hydrogen embrittlement, but addition of more than 0.3% produces coarse sulfides and develops ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> orientation strength. Is suppressed.
  • the lower limit is made 0.0002% from the viewpoint of sulfide and hydride formation. Furthermore, 0.0020% or more is more preferable from the viewpoint of manufacturability and cost.
  • Ta and Hf may be added in an amount of 0.001% to 1.0% for improving the high temperature strength. The effect is effective at 0.01% or more, and higher strength is obtained at 0.1% or more. Further, Bi may be contained in an amount of 0.001 to 0.02% as necessary. Note that it is desirable to reduce general harmful impurity elements such as As and Pb as much as possible.
  • a ferritic stainless steel sheet having excellent formability for tanks or fuel pipes is preferred.
  • the ferritic stainless steel pipe manufactured with the stainless steel plate of the present invention having excellent formability is a steel pipe made of a relatively thick steel plate exceeding 1 mm. Until the end of the tube is expanded).
  • the method for producing a steel sheet of the present invention comprises the steps of steelmaking, hot rolling, pickling, and then repeating cold rolling and annealing.
  • steelmaking a method in which the steel containing the above essential components and components added as necessary is subjected to furnace melting followed by secondary refining.
  • the molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and is hot-rolled by continuous rolling to a predetermined plate thickness.
  • the steel sheet is pickled without being subjected to hot-rolled sheet annealing, and used as a cold-rolled material for the cold-rolling process.
  • This is different from a normal manufacturing method (usually hot-rolled sheet annealing is performed).
  • a method for obtaining a sized recrystallized structure by performing hot rolling plate annealing is a general manufacturing method, but with this method, it is difficult to significantly reduce crystal grains before cold rolling.
  • the crystal grains before cold rolling are large, the grain boundary area decreases, and in particular, the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation that improves the r value does not develop in the product plate, and the ⁇ 311 ⁇ crystal orientation develops. Therefore, in the present invention, microstructure refinement by promoting recrystallization in the hot rolling process is used without performing hot rolling sheet annealing.
  • the cast slab is heated at 1100-1200 ° C. With heating above 1200 ° C., the crystal grains become coarse and the structure refinement in the hot rolling process does not occur, so the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation does not develop, the ⁇ 311 ⁇ crystal orientation develops, and the r value decreases. It is not preferable. Further, even at temperatures lower than 1100 ° C., recrystallization does not occur because the processed structure only develops, so that ⁇ 111 ⁇ crystal orientation does not develop, ⁇ 311 ⁇ crystal orientation develops, and r value decreases. Also, the ridging characteristics of the product plate are poor. Therefore, a preferable slab heating temperature is set to 1100 to 1200 ° C. Furthermore, in consideration of productivity, 1160 ° C. or lower is desirable. Considering surface defects, 1120 ° C. or higher is desirable.
  • finish rolling consisting of a plurality of stands is performed in one direction.
  • finish rolling is performed at a high speed and the coil is wound up.
  • a rough rolling temperature and a winding temperature are defined.
  • finish rolling is performed at a start temperature of 900 ° C. or higher, an end temperature of 800 ° C. or higher, a difference within 200 ° C., and a winding temperature of 600 ° C. or higher. It is desirable that the start temperature is 950 ° C. or higher, the end temperature is 820 ° C. or higher, and the difference is within 150 ° C.
  • the steel sheet is pickled without being subjected to hot-rolled sheet annealing and is subjected to a cold rolling process.
  • This is different from the normal manufacturing method (usually subject to hot-rolled sheet annealing), and in combination with the above-mentioned hot rolling conditions, fine recrystallized grains are obtained in the middle of cold rolling to obtain an r value. Improvement is realized.
  • the cold rolling step intermediate cold rolling, intermediate annealing, final cold rolling, and final annealing are performed in this order.
  • a reversible 20-stage Sendzimir mill, 6-stage or 12-stage mill, or a tandem mill that continuously rolls a plurality of passes may be used. However, it is cold-rolled at least once with a rolling reduction of 40% or more using a roll having a diameter of 400 mm or more.
  • a roll having a diameter of 400 mm or more By setting the roll diameter to 400 mm or more, shear strain during cold rolling is suppressed, and generation of ⁇ 311 ⁇ ⁇ 136>, which is a crystal orientation that reduces the r value in the subsequent annealing stage, is suppressed.
  • Such large diameter roll rolling is desirably performed during intermediate cold rolling.
  • the crystal grain size number at the completion of recrystallization is 6 or more. If this is less than 6, the crystal grain size is coarse, so that it becomes difficult to form ⁇ 111 ⁇ orientation from the grain boundary, which hinders the improvement of the r value particularly in thick materials. Furthermore, 6.5 or more is desirable.
  • the intermediate annealing temperature is set to 800 to 880 ° C. In normal intermediate annealing, annealing is performed at a temperature higher than 880 ° C. to grow recrystallized grains.
  • annealing is performed at a lower temperature than usual in order to obtain a microstructure immediately before or after completion of recrystallization. . If it is less than 800 ° C., it becomes an unreconstituted tissue, so the lower limit was made 800 ° C. Furthermore, when productivity and pickling property are considered, 825 degreeC or more is desirable. Moreover, when productivity and pickling property are considered, less than 870 degreeC is desirable.
  • the recrystallization complete structure is a structure in which all grains are recrystallized in an equiaxed form, and the structure immediately before completion is an unrecrystallized structure that is slightly extended in addition to the equiaxed crystal grains. Means the remaining tissue.
  • the rolling reduction is at least 60% or more. It shall be cold rolled.
  • the annealing temperature is set to 850 to 950 ° C., and the grain size number is adjusted to 6 or more.
  • the grain size number is preferably 6.5 or more.
  • the annealing temperature is desirably 880 ° C. or higher. In consideration of productivity, pickling properties, and surface quality, the annealing temperature is preferably 910 ° C. or lower.
  • the steel of the present invention has a high r value and a low ridging height, and is excellent in press formability.
  • Tables 2-1 to 2-3 show the results of the ERW steel pipes manufactured from steel plates and the pipe expansion test.
  • a 2D pipe expansion test (expanding the pipe end to twice the diameter of the raw pipe) was performed using a 60 ° conical cone. This confirms that the steel pipe of the present invention has excellent formability.
  • the average r value (r m ) was evaluated by taking a JIS No. 13 B tensile test piece from the product plate and giving a 14.4% strain in the rolling direction, the rolling direction and 45 ° direction, and the rolling direction and 90 ° direction. This was calculated later using equations (3) and (4).
  • r ln (W 0 / W) / ln (t 0 / t) (3)
  • W 0 is the plate width before tension
  • W is the plate width after tension
  • t 0 the plate thickness before tension
  • t the plate thickness after tension.
  • r m (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4 (4)
  • r m is the average r value
  • r 0 is the r value in the rolling direction
  • r 45 is the r value in the rolling direction and the 45 ° direction
  • r 90 is the r value in the rolling direction and the 90 ° direction.
  • Tables 4-1 to 4-3 show the results of manufacturing ERW steel pipes from this steel plate and conducting pipe expansion tests.
  • a 2D tube expansion test (expanding the tube end to twice that of the raw tube) using a 60 ° conical cone was performed.
  • the steels of the examples of the present invention have a relationship between the average r value and the plate thickness of r m ⁇ ⁇ 1.0 t + 3.0. The relationship is satisfied and the press formability is excellent.
  • the 2D tube expansion test results are all “A”. This confirms that the steel pipe of the present invention has excellent formability.

Abstract

　Ｃｒ：１０～２０質量％に加え、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを所定量含有し、Ｔｉ、Ｎｂの一種または２種を所定量含有するフェライト系ステンレス鋼で、板厚中心部近傍の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満であることにより、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を提供する。また、同様の成分を有し、｛１１１｝〈１１０〉方位強度を４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度を３．０未満とすることにより、板厚をｔ（ｍｍ）、平均ｒ値をｒmとした場合、ｒm ≧－１．０ｔ＋３．０となり、優れた成形性を持つフェライト系ステンレス鋼板と鋼管が得られる。

Description

フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
　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。
特開２００２－３６３７１２号公報 特開２００２－２８５３００号公報 特開２００２－３６３７１１号公報 特開２００２－９７５５２号公報 特開２００２－６０９７３号公報 特開２００２－６０９７２号公報 特許第４５９０７１９号公報 特許第４０６５５７９号公報 特許第４６２４８０８号公報 特許第４３９７７７２号公報 特開２０１２－１１２０２０号公報 特開２００５－３１４７４０号公報 特開２００５－３２５３７７号公報 特開２００９－２９９１１６号公報 特開２００６－２７４４１９号公報 特開２００４－００２９７４号公報 特開２００８－２０８４１２号公報
　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。
　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、板厚中心部近傍の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満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。
（２）質量％にて、Ｃｒ：１０．５％以上１４％未満と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。
（３）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。
（４）質量％にて、Ｍｏ：０．５％未満と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。
（５）結晶粒度番号が５．５以上であ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。
（６）本発明の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、８８０～９５０℃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。
（７）前記中間焼鈍工程において、結晶粒度番号を６以上かつ，板厚中心層近傍の｛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）前記最終焼鈍工程において、結晶粒度番号を５．５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。
（９）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。
（１０）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。
（１１）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、｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満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。
（１２）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。
（１３）結晶粒度番号が６以上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。
（１４）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。
（１５）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。
（１６）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。
（１７）本発明の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。
（１８）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。
（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。
製品板の平均ｒ値に及ぼす｛１１１｝方位強度および｛４１１｝方位強度の関係を示す図である。 製品板のリジング高さに及ぼす｛１１１｝方位強度および｛４１１｝方位強度の関係を示す図である。 製品板の、板厚と平均ｒ値（ｒm）の関係を示す図である。 製品板の、平均ｒ値（ｒm）に及ぼす｛３１１｝〈１３６〉方位強度の関係を示す図である。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　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)

  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、板厚中心部近傍の｛１１１｝強度が５以上、｛４１１｝強度が３未満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。
  2. 　質量％にて、Ｃｒ：１０．５％以上１４％未満と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。
  3. 　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。
  4. 　質量％にて、Ｍｏ：０．５％未満とすることを特徴とする請求項３に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  5. 　結晶粒度番号が５．５以上である請求項１から請求項４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。
  6. 　請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の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、８８０～９５０℃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。
  7. 　前記中間焼鈍工程において、結晶粒度番号を６以上かつ，板厚中心層近傍の｛１１１｝方位強度を３以上にすることを特徴とする請求項６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。
  8. 　前記最終焼鈍工程において、結晶粒度番号を５．５以上にすることを特徴とする請求項６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。
  9. 　請求項１から請求項５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。
  10. 　請求項１から請求項５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系部品用フェライト系ステンレス鋼板。
  11. 　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、｛１１１｝〈１１０〉方位強度が４．０以上、｛３１１｝〈１３６〉方位強度が３．０未満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。
  12. 　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１１記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  13. 　結晶粒度番号が６以上であることを特徴とする請求項１１または請求項１２に記載の成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板。
  14. 　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１１から請求項１３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。
  15. 　請求項１１から請求項１４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。
  16. 　請求項１１から請求項１４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。
  17. 　請求項１１または請求項１２に記載の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請求項１１から請求項１４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の製造方法。
  18. 　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１７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。
  19. 　請求項１１から請求項１４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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MX2017005210A MX2017005210A (es) 2014-10-31 2015-10-27 Chapa de acero inoxidable con base en ferrita, tubo de acero, y metodo de produccion de estos.
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Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017201049A (ja) * 2016-05-06 2017-11-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2018198834A1 (ja) * 2017-04-25 2018-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018184660A (ja) * 2017-04-25 2018-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018188687A (ja) * 2017-04-28 2018-11-29 新日鐵住金株式会社 耐熱部材用フェライト系ステンレス鋼板
JP2019002053A (ja) * 2017-06-16 2019-01-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
WO2019189872A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
WO2019189174A1 (ja) * 2018-03-27 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173075A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173072A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173074A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
EP3587610A4 (en) * 2017-04-27 2020-03-04 JFE Steel Corporation HOT ROLLED AND Annealed FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
JP2020100866A (ja) * 2018-12-21 2020-07-02 日鉄ステンレス株式会社 耐水素脆性と耐低温脆性に優れたＣｒ系ステンレス鋼
JP2020164941A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
WO2021065738A1 (ja) * 2019-10-02 2021-04-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
CN113462973A (zh) * 2021-06-23 2021-10-01 上汽通用汽车有限公司 用于汽车排气系统的不锈钢材料及汽车排气系统
JP2022501512A (ja) * 2018-09-27 2022-01-06 ポスコPosco 溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管
JP7329984B2 (ja) 2019-06-25 2023-08-21 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017214624A (ja) * 2016-05-31 2017-12-07 新日鐵住金株式会社 加工性、耐食性、耐リジング性に優れた鋼板及びその製造方法
CN107245671A (zh) * 2017-06-21 2017-10-13 合肥市旺友门窗有限公司 一种用于塑钢门窗的不锈钢制作工艺
CN107196470B (zh) * 2017-07-14 2020-04-14 芜湖乾凯材料科技有限公司 具有优异机械性能的电机铁芯及其制备工艺
CN107196469A (zh) * 2017-07-14 2017-09-22 南陵良力电动工具有限责任公司 具有优异稳定性的电机铁芯及其制备工艺
CN111032898B (zh) * 2017-09-29 2021-08-20 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
KR102020511B1 (ko) * 2017-12-14 2019-09-10 주식회사 포스코 충격 인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR102020514B1 (ko) * 2017-12-20 2019-09-10 주식회사 포스코 확관 가공성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
JP6624347B1 (ja) * 2018-01-31 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP6617858B1 (ja) * 2018-07-18 2019-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2020017123A1 (ja) 2018-07-18 2020-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR102539588B1 (ko) * 2018-12-21 2023-06-01 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 내수소 취성이 우수한 Cr계 스테인리스 강판
CN110205460A (zh) * 2019-06-19 2019-09-06 山东泰山钢铁集团有限公司 一种防止低碳高合金热轧钢带扁卷的生产方法
JP7014306B2 (ja) * 2019-08-30 2022-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 角形鋼管の製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005163139A (ja) * 2003-12-04 2005-06-23 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006089814A (ja) * 2004-09-24 2006-04-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2008208412A (ja) * 2007-02-26 2008-09-11 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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およびその製造方法
JP2010248620A (ja) * 2009-03-24 2010-11-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
EP2557194A1 (en) * 2011-08-12 2013-02-13 Korea Institute of Science and Technology Oxidation-resistant ferritic stainless steel, method of manufacturing the same, and fuel cell interconnector using the ferritic stainless steel

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0762495A (ja) * 1993-08-20 1995-03-07 Nkk Corp エッチング加工性に優れた電子機器用合金薄板
JP4065579B2 (ja) 1995-09-26 2008-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3323052B2 (ja) * 1996-03-19 2002-09-09 新日本製鐵株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
JP4590719B2 (ja) 1999-12-03 2010-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法
JP3769479B2 (ja) 2000-08-07 2006-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 プレス成形性に優れた燃料タンク用フェライト系ステンレス鋼板
JP2002060972A (ja) 2000-08-22 2002-02-28 Nisshin Steel Co Ltd 自動車燃料タンク用ステンレス鋼板
JP2002060973A (ja) 2000-08-22 2002-02-28 Nisshin Steel Co Ltd 自動車燃料タンク用ステンレス鋼板
JP2002097552A (ja) 2000-09-19 2002-04-02 Nippon Steel Corp 燃料タンク用溶融めっきフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3601512B2 (ja) 2000-12-22 2004-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 燃料タンク・燃料パイプ用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3680272B2 (ja) 2001-01-18 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3504655B2 (ja) 2001-12-06 2004-03-08 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と作業性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP3746045B2 (ja) 2002-03-27 2006-02-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼の鋳片及び鋼板ならびにそれらの製造方法
JP4312653B2 (ja) 2004-04-28 2009-08-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP4518834B2 (ja) 2004-05-12 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
WO2006068258A1 (ja) 2004-12-22 2006-06-29 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation 拡管加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接管
JP4775840B2 (ja) 2005-03-30 2011-09-21 日新製鋼株式会社 高拡管用ステンレス鋼管及びその製造方法
JP5184122B2 (ja) * 2008-02-07 2013-04-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼製フレキシブル管
JP5233428B2 (ja) 2008-06-12 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5219689B2 (ja) 2008-08-12 2013-06-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN102822373B (zh) * 2010-03-29 2016-07-06 新日铁住金不锈钢株式会社 表面光泽和耐锈性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP5152387B2 (ja) * 2010-10-14 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性と加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2012112020A (ja) 2010-11-26 2012-06-14 Jfe Steel Corp 自動車排気系部品用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼管
JP5846950B2 (ja) 2011-02-08 2016-01-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法、並びにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
US20140023432A1 (en) 2011-03-29 2014-01-23 Tooru matsuhashi Ferritic stainless steel excellent in corrosion resistance and strength of weld zone and tig welded structure
WO2012173272A1 (ja) * 2011-06-16 2012-12-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP5716054B2 (ja) 2012-07-13 2015-05-13 新日鐵住金ステンレス株式会社 酸化皮膜の電気伝導性と密着性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
EP2915894B1 (en) 2012-10-30 2020-03-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet having excellent heat resistance
WO2014119796A1 (ja) * 2013-02-04 2014-08-07 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005163139A (ja) * 2003-12-04 2005-06-23 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006089814A (ja) * 2004-09-24 2006-04-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2008208412A (ja) * 2007-02-26 2008-09-11 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 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およびその製造方法
JP2010248620A (ja) * 2009-03-24 2010-11-04 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐熱性と加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
EP2557194A1 (en) * 2011-08-12 2013-02-13 Korea Institute of Science and Technology Oxidation-resistant ferritic stainless steel, method of manufacturing the same, and fuel cell interconnector using the ferritic stainless steel

Cited By (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017201049A (ja) * 2016-05-06 2017-11-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2018198834A1 (ja) * 2017-04-25 2018-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2018184660A (ja) * 2017-04-25 2018-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
US11401573B2 (en) 2017-04-25 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same
EP3587610A4 (en) * 2017-04-27 2020-03-04 JFE Steel Corporation HOT ROLLED AND Annealed FERRITIC STAINLESS STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
JP2018188687A (ja) * 2017-04-28 2018-11-29 新日鐵住金株式会社 耐熱部材用フェライト系ステンレス鋼板
JP2019002053A (ja) * 2017-06-16 2019-01-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管および排気系部品用フェライト系ステンレス部材ならびにフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
WO2019189174A1 (ja) * 2018-03-27 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173072A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173074A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
JP2019173075A (ja) * 2018-03-27 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ならびに燃料電池用部材
KR102444640B1 (ko) 2018-03-27 2022-09-20 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강 및 그의 제조 방법, 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 연료 전지용 부재
US11667986B2 (en) 2018-03-27 2023-06-06 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel and method for manufacturing same, ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing same, and fuel cell member
KR20200127022A (ko) * 2018-03-27 2020-11-09 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강 및 그의 제조 방법, 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 연료 전지용 부재
WO2019189872A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
JPWO2019189872A1 (ja) * 2018-03-30 2021-02-12 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
US20210032718A1 (en) * 2018-03-30 2021-02-04 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and production method thereof, and ferritic stainless member
US11643699B2 (en) * 2018-03-30 2023-05-09 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and production method thereof, and ferritic stainless member
JP2022501512A (ja) * 2018-09-27 2022-01-06 ポスコPosco 溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管
JP2020100866A (ja) * 2018-12-21 2020-07-02 日鉄ステンレス株式会社 耐水素脆性と耐低温脆性に優れたＣｒ系ステンレス鋼
JP2020164941A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
JP7329984B2 (ja) 2019-06-25 2023-08-21 日鉄ステンレス株式会社 ステンレス鋼
JP7268182B2 (ja) 2019-10-02 2023-05-02 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法ならびにフェライト系ステンレス部材
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