铁素体系不锈钢钢板、钢管及其制造方法与流程

本发明涉及成为要求特别优异的成形性的耐热部件的原材料的铁素体系不锈钢钢板和钢管、及成为要求特别优异的加工性的成形品的原材料的铁素体系不锈钢钢板和钢管、以及它们的制造方法。

背景技术：

铁素体系不锈钢钢板在家电制品、厨房设备、电子设备等广泛的领域中被使用。例如，近年来，作为在汽车或二轮车车的排气管、燃料罐或管用途中使用的原材料，研究了不锈钢钢板的适用。就这些部件而言，除了要求排气环境以及燃料环境中的耐腐蚀性、耐热性以外，还要求用于成形的高加工性。然而，与奥氏体系不锈钢钢板相比，铁素体系不锈钢钢板虽然为低成本，但是由于成形性差，所以有时用途、部件形状受到限定。特别是近年来，伴随着与环境规制、轻量化相对应的部件构成的复杂化，指向复杂形状化。此外，从部件成本降低的观点出发，对部件成形中的成形及焊接工序的减少进行了各种研究，考虑了对于以往被焊接接合的部位，省略焊接而通过一体成型加工来制造部件的方法。其是例如相对于在将钢板或钢管进行成形加工后与其他部件焊接接合的以往施工方法，对钢板或钢管将各种加工(深冲、鼓凸、弯曲、扩管等)组合而进行一体成型的方法。

为了解决关于铁素体系不锈钢钢板或钢管的成形性和加工性的上述那样的课题而进行了一些努力。例如，对于加工严格的用途在专利文献1中，公开了规定热轧工序中的精轧工序的线压的方法、规定热轧板退火条件的方法。此外，在专利文献2中，公开了规定X射线积分强度比以及规定热轧粗轧中的温度和压下率，除了热轧板退火以外还实施中间退火的方法。

此外，在专利文献3～6中，公开了规定r值的方法和规定断裂伸长率的方法。与此相对，在专利文献7及8中，公开了特别规定热轧条件的技术。它们中，示出了将热轧的粗轧时的最终道次压下率设定为40％以上、或将至少一个道次设定为压下率30％以上。

进而，在专利文献9中，公开了相对于添加0.5％以上的Mo的铁素体系不锈钢，控制板厚中心区域部的织构({111}<112>、{411}<148>)而得到高r值钢材的技术。在专利文献10中，公开了相对于添加0.5％以上的Mo的铁素体系不锈钢，通过省略热轧板退火并控制中间退火组织而得到高r值钢材的技术。

此外，在专利文献11～12中，公开了设法通过碳的减少、或成分的调整来提高加工性的铁素体系不锈钢。但是，它们中，没有能够进行2D扩管那样的加工性，就上述的公开内容而言并不充分。

专利文献13中记载的不锈钢是通过附加热轧工序的退火温度、退火时间、轧制率等条件来提高加工性。该情况下，r值最大为1.6左右。

专利文献14中记载的不锈钢是通过进行热轧板退火来提高加工性。该情况下，以0.8mm的钢板为前提，此外r值也最大为1.8左右。

在专利文献15中，公开了通过进行2段退火从而扩管率超过100％的钢管。该情况下，r值为1.6左右且以0.8mm材料作为前提。

在专利文献16中，公开了减少Si、Mn含量来改善伸长率、并且通过含有Mg而将凝固组织细粒化而降低制品的皱纹状变形或起皱的铁素体系不锈钢。记载了进行热轧板退火的情况和不进行热轧板退火的情况，关于不进行热轧板退火时的热轧条件没有公开。

在专利文献17中，公开了加工粗糙表面小的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板。为了抑制伸长率的降低，抑制了Si、Mn含量。通过降低精热轧温度及卷取温度减少加工粗糙表面、并且设为省略了热轧板退火的两次冷轧工序，由此来进行织构的控制。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-363712号公报

专利文献2：日本特开2002-285300号公报

专利文献3：日本特开2002-363711号公报

专利文献4：日本特开2002-97552号公报

专利文献5：日本特开2002-60973号公报

专利文献6：日本特开2002-60972号公报

专利文献7：日本专利第4590719号公报

专利文献8：日本专利第4065579号公报

专利文献9：日本专利第4624808号公报

专利文献10：日本专利第4397772号公报

专利文献11：日本特开2012-112020号公报

专利文献12：日本特开2005-314740号公报

专利文献13：日本特开2005-325377号公报

专利文献14：日本特开2009-299116号公报

专利文献15：日本特开2006-274419号公报

专利文献16：日本特开2004-002974号公报

专利文献17：日本特开2008-208412号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

本发明的第1目的在于解决已知技术的问题，有效地制造特别是作为汽车排气部件用途适合的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板及钢管。

本发明人掌握了以下的已知技术的问题。

专利文献2中记载的提高r值的方法虽然在0.8mm左右的制品厚且冷轧压下率被设定为比较多的情况下是有效的，但是对于超过1mm厚的厚度并不充分。认为其理由是由于在实施热轧板退火时，晶体粒径发生粗粒化，得不到冷轧前组织的细粒化效果。进而，在这些制造方法中，存在无法进行有效的钢板制造的问题。

就专利文献3～6中记载的不锈钢而言，仅提高r值时有时在加工时产生裂纹，具体而言，有时起因于在加工时产生的被称为起皱的表面凹凸而开裂。这里，有时将起皱的程度低的情况表达为“起皱特性良好”。

在专利文献7及8的规定热轧条件的技术中，存在表面瑕疵的问题或无法充分抑制起皱的问题。

在专利文献9中记载的将热轧中的粗轧压下率和精轧压下率设定为0.8～1.0的技术中，判明因{411}<148>方位的发达而起皱特性劣化，特别是相对于之后制成钢管后的加工性得不到满意的特性。

在专利文献10中记载的省略热轧板退火而控制中间退火组织的技术中，由于在比较低的温度下实施中间退火，所以热轧织构的改质没有充分进行，有时制品板的起皱成为问题。此外，由于这些发明的对象以板厚低于1mm的薄板为前提，所以对于超过1mm的较厚的钢板，无法较高地确保冷轧压下率，因此就上述的公开内容而言并不充分。

本发明的第2目的在于解决已知技术的问题，提供加工性优异的铁素体系不锈钢钢板及钢管。此外有效地制造也是课题。在适用已知技术的情况下，无法实现在由超过1mm的较厚的钢板构成的钢管的情况下具备可耐受2D扩管加工(将管端扩大至直径D的两倍的直径2D为止的加工)的加工性的钢板及钢管。

用于解决问题的手段

为了解决上述第1课题，本发明人关于铁素体系不锈钢钢板及以其作为原材料而制造的铁素体系不锈钢钢管的成形性，从钢成分及钢板制造过程中的组织、晶体方位学的观点进行了详细的研究。其结果是，认识到例如在对一体成形为复杂部件的排气系统部件实施的极其苛刻的成形下使用的情况下，通过控制铁素体系不锈钢钢板的板厚中心层的晶体方位分布差，从而具有优异的r值及起皱特性，由此能够显著提高成形的自由度。

解决上述第1课题的本发明的主旨如下所述。

(1)一种成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，其是以质量％计含有C：0.001～0.03％、Si：0.01～0.9％、Mn：0.01～1.0％、P：0.01～0.05％、S：0.0003～0.01％、Cr：10～20％、N：0.001～0.03％、Ti、Nb中的一种或两种：0.05～1.0％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质的钢，板厚中心部附近的{111}强度为5以上，{411}强度低于3。

(2)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，以质量％计设定为Cr：10.5％以上且低于14％。

(3)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有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％中的一种或两种以上。

(4)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，以质量％计设定为Mo：低于0.5％。

(5)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其中，晶体粒度序号为5.5以上。

(6)一种成形性优异的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其特征在于，在将具有本发明的成分的不锈钢板坯进行热轧时，进行将板坯加热温度设定为1100～1200℃、将粗轧的道次次数(n次)中的(n-2)次以上分别以压下率30％以上进行、并且将粗轧结束温度设定为1000℃以上、将精轧温度设定为900℃以下的连续轧制，在700℃以下卷取，之后，省略热轧板退火，接着进行至少1次使用直径为400mm以上的辊并以40％以上的压下率进行冷轧的中间冷轧、加热至820～880℃的中间退火、最终冷轧、加热至880～950℃的最终退火。

(7)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其特征在于，在上述中间退火工序中，使晶体粒度序号成为6以上，且使板厚中心层附近的{111}方位强度成为3以上。

(8)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其特征在于，在上述最终退火工序中，使晶体粒度序号成为5.5以上。

(9)一种成形性优异的铁素体系不锈钢钢管，其是以本发明的不锈钢钢板作为原材料进行造管而成的。

(10)一种汽车排气系统部件用铁素体系不锈钢钢板，其以本发明的不锈钢钢板作为原材料。

如由以上的说明表明的那样，根据本发明，能够在不导入新型设备的情况下有效地提供成形性优异的铁素体系不锈钢钢板。

根据本发明，能够提供具有优异的r值和起皱性的铁素体系不锈钢钢板，特别是通过将适用了本发明的材料作为汽车、二轮车用部件使用，成形的自由度提高，同时能够进行省略了部件间的焊接的一体成形等，能够进行有效的部件制造。即，本发明在产业上极其有益。

解决上述第2课题的本发明的主旨如下所述。

(11)一种成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03％以下、N：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.04％以下、S：0.0003～0.0100％、Cr：10～30％、Al：0.300％以下、及选自Ti：0.05～0.30％和Nb：0.01～0.50％中的一种或两种，Ti与Nb的合计为8(C+N)和0.05％中的较小的值～0.75％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，{111}<110>方位强度为4.0以上，{311}<136>方位强度低于3.0。

(12)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有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％中的一种或两种以上。

(13)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，晶体粒度序号为6以上。

(14)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其特征在于，当设板厚为t(mm)、设平均r值为r_m时，r_m≥-1.0t+3.0。

(15)汽车部件用或二轮车用部件用的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其以本发明的不锈钢钢板作为原材料。

(16)汽车排气管用或燃料罐或燃料管用的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，其以本发明的不锈钢钢板作为原材料。

(17)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其特征在于，在将作为本发明的成分组成的不锈钢的板坯进行热轧的热轧工序中，将板坯加热温度设定为1100～1200℃而进行粗轧，按照开始温度达到900℃以上、结束温度达到800℃以上、其差达到200℃以内的方式进行精轧，在600℃以上卷取，之后，省略热轧板退火而进行中间冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，在冷轧工序中，至少一次使用直径为400mm以上的辊并以40％以上的压下率进行冷轧，在中间退火工序中，加热至800～880℃，在最终冷轧工序，以60％以上的压下率进行冷轧，在最终退火工序中，加热至850～950℃。

(18)本发明的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其特征在于，在上述中间退火工序中，使组织成为再结晶即将完成前的组织、或晶体粒度序号为6以上的微细组织。

(19)一种成形性优异的铁素体系不锈钢钢管，其是以本发明的不锈钢钢板作为原材料而制造的。

根据本发明，能够在不导入新型设备的情况下有效地提供成形性优异的铁素体系不锈钢钢板。在由超过1mm的较厚的钢板构成的钢管中，也能够实施2D扩管加工。

根据本发明，能够提供具有优异的r值的铁素体系不锈钢钢板，在将适用了本发明的材料特别是作为汽车或二轮车用部件、即消声器或排气歧管等排气管、燃料罐或管用途使用的情况下，成形的自由度提高，同时能够进行省略了部件间的焊接的一体成型，能够进行有效的部件制造。即，本发明在工业上极其有益。

附图说明

图1是表示制品板的{111}方位强度及{411}方位强度与平均r值的关系的图。

图2是表示制品板的{111}方位强度及{411}方位强度与起皱高度的关系的图。

图3是表示制品板的板厚与平均r值(r_m)的关系的图。

图4是表示制品板的{311}<136>方位强度与平均r值(r_m)的关系的图。

具体实施方式

以下对能够解决上述第1课题的第1发明方式进行说明。

以下对本发明的限定理由进行说明。作为铁素体系不锈钢钢板的成形性的指标，有作为深冲性的指标的r值、作为鼓凸性的指标的总伸长率及在加压加工后产生的表面缺陷的起皱。它们中，r值和起皱主要是钢的晶体方位起作用，总伸长率主要是钢成分起作用。这些特性越良好，能够成形的尺寸越扩大。在晶体方位中，{111}晶体方位(在体心立方晶结构中{111}面与钢板的板面平行的晶粒)越多，r值越提高。本发明中，认识到仅通过{111}方位无法决定r值，{411}方位产生影响。另一方面，关于起皱，在具有不同的晶体方位的晶粒的集团(聚集组织)沿轧制方向伸展而形成的情况下，通过各聚集组织间的塑性变形能力差而在钢板表面形成凹凸、即起皱。一般，{100}和{111}方位聚集组织的减少对防止起皱是有效的。关于{111}，由于为提高r值的晶体方位，所以以往认识中暗示了无法兼顾r值提高和起皱减少。因此，为了兼顾它们，对铁素体系不锈钢钢板的织构形成，r值体现性、及起皱产生机制在显微组织学上进行了详细研究。其结果是，本发明中发现，与{100}方位相比，{411}方位与起皱的好坏的关系更强。由此发现，能够提供r值和起皱优异、成形性极其优异的铁素体系不锈钢钢板、及以其作为原材料的钢管。即，本发明中，提供通过将板厚中心部附近的{111}强度规定为5以上、将{411}强度规定为低于3，从而兼顾了r值和起皱的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板。

其中，板厚中心部附近的{111}强度和{411}强度可以通过使用X射线衍射装置，使用Mo-Kα射线，得到板厚中心区域的(200)、(110)及(211)正极点图，由它们使用球谐函数法而得到三维晶体方位密度函数，由此求出。所谓板厚中心部附近，在考虑样品采集的精度的情况下，具体而言是指板厚中心±0.2mm的区域。

将0.004％C－0.42％Si－0.32％Mn－0.02％P－0.0005％S－10.7％Cr－0.16％Ti－0.007％N铁素体系不锈钢钢板在各种条件下制成1.2mm厚的冷轧钢板，将调查织构与r值及起皱特性的关系的结果分别示于图1及图2中。其中，对于织构，使用X射线衍射装置(理学电机工业株式会社制)，使用Mo-Kα射线，得到板厚中心区域(通过机械研磨与电解研磨的组合而现出中心区域)的(200)、(110)及(211)正极点图，由它们使用球谐函数法得到三维晶体方位密度函数。关于r值的评价，在由冷轧退火板采集JIS13号B拉伸试验片并在轧制方向、与轧制方向成45°方向、与轧制方向成90°方向上赋予15％应变后使用(1)式及(2)式而算出平均r值。

r＝ln(W₀/W)/ln(t₀/t) (1)

其中，W₀为拉伸前的板宽度，W为拉伸后的板宽度，t₀为拉伸前的板厚，t为拉伸后的板厚。

平均r值＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4 (2)

其中，r₀为轧制方向的r值，r₄₅为与轧制方向成45°方向的r值，r₉₀为与轧制方向成直角方向的r值。平均r值越高，钢板的深冲性、钢管的弯曲及扩管性越优异。关于起皱的评价，在由冷轧退火板采集JIS5号拉伸试验片并在轧制方向上赋予16％的应变后，用二维粗糙度计测定钢板表面产生的凹凸的高度作为起皱高度。起皱高度越低，起皱特性越优异。本发明中，以得到成形性极其优异的铁素体系不锈钢钢板及钢管为目的，但若以平均r值计为1.7以上且起皱高度低于10μm，则为对于严格的加工也能耐受的材料。

根据图1、图2，由于平均r值成为1.7以上是{111}强度为5以上的情况，起皱高度成为低于10μm是{411}强度低于3的情况，所以将本发明范围设定为{111}强度为5以上、{411}强度低于3。伴随着{111}方位强度的增加而r值提高，但{411}方位是降低r值的晶体方位。此外，由于{411}方位与{111}方位相比为低r值，所以变形时的板厚减少大，变得容易形成起皱的凹部。本发明中，除了作为以往认识的利用{111}方位增加的高r值化以外，还新发现了利用{411}方位减少的高r值及起皱减少。图1、2中，[{111}强度、{411}强度]分别为[6.7、2.4]、[11.9、2.4]的标绘点的平均r值、起皱高度均良好。

接着对钢的成分范围进行说明。关于成分范围，％是指质量％。

C会使成形性和耐腐蚀性劣化。特别是由于{111}晶体方位的发达大大受到固溶C的影响，通过超过0.03％的添加而{111}方位强度达不到5，所以将上限设定为0.03％。但是，由于过度的减少会导致精炼成本的增加，所以将下限设定为0.001％。进而，若考虑制造成本，则优选为0.002％以上。若考虑焊接部的晶界腐蚀性，则优选为0.01％以下。

Si除了有时作为脱氧元素被添加以外，还带来耐氧化性的提高，但由于为固溶强化元素，所以从确保总伸长率的观点出发，其含量越少越好。此外，由于大量的添加带来滑移系统的变化，促进{411}晶体方位的发达和{111}方位的抑制，所以将上限设定为0.9％。另一方面，为了确保耐氧化性，将下限设定为0.01％。但是，过度的减少会导致精炼成本的增加，此外考虑焊接性而优选为0.2％以上。由于同样的理由而优选为0.5％以下。

Mn由于与Si同样是固溶强化元素，所以材质上其含量越少越好，但考虑氧化剥离性而将上限设定为1.0％。另一方面，由于过度的减少会导致精炼成本的增加，所以下限设定为0.01％。进而，若考虑材质，则优选为0.5％以下。若考虑制造成本，则优选为0.1％以上。

P由于与Mn和Si同样是固溶强化元素，所以材质上其含量越少越好。此外，由于大量的添加会带来滑移系统的变化，促进{411}晶体方位的发达，所以将上限设定为0.05％。但是，由于过度的减少会导致原料成本的增加，所以将下限设定为0.01％。进而，若考虑制造成本和耐腐蚀性，则优选为0.02％以下。

S在含Ti钢中在高温下形成Ti₄C₂S₂而有助于对r值提高有效的织构的发达。由于其作用体现出是从0.0003％开始，所以将下限设定为0.0003％。然而，由于通过超过0.01％的添加，{411}方位发达，其强度变成超过3，除此以外，使耐腐蚀性劣化，所以将上限设定为0.01％。进而，若考虑精炼成本，则优选为0.0005％以上。若考虑制成部件时的间隙腐蚀抑制，则优选为0.0060％以下。

Cr是使耐腐蚀性和耐氧化性提高的元素，若考虑排气部件环境，则从抑制异常氧化的观点出发，需要为10％以上。优选为10.5％以上。另一方面，过度的添加除了变成硬质而使成形性劣化以外，还抑制{111}方位晶粒的发达，促进{411}方位晶粒的发达。此外，从成本提高的观点出发，将上限设定为20％。另外，若考虑制造成本、由韧性劣化引起的钢板制造时的板断裂以及加工性，则优选低于14％。

N由于与C同样除了使成形性和耐腐蚀性劣化以外，{111}晶体方位的发达也大大受到固溶C的影响，通过超过0.03％的添加而{111}方位强度达不到5，所以将上限设定为0.03％。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的增加，所以将下限设定为0.001％。进而，若考虑制造成本，则优选为0.005％以上。若考虑加工性及耐腐蚀性，则优选为0.015％以下。

本发明分别含有0.05～1.0％的Ti、Nb中的一种或两种。

Ti是为了与C、N、S结合而使耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性、深冲性提高而添加的元素。由于C、N固定作用在Ti含量为0.05％以上时体现出，所以将下限设定为0.05％。优选为0.06％以上。此外，若添加超过1.0％的Ti，则除了因固溶Ti而硬质化，{411}方位发达以外，韧性也劣化，因此将上限设定为1.0％。进而，若考虑制造成本等，则优选为0.25％以下。

Nb由于除了由{111}方位晶粒的发达带来的加工性的提高和高温强度的提高以外，还对间隙腐蚀的抑制和再钝化的促进有效，所以根据需要被添加。由于利用添加Nb的该作用在0.05％以上时体现出，所以将下限设定为0.05％。但是，由于通过超过1.0％的添加，除了起因于粗大的Nb(C、N)而{411}方位强度变成超过3以外，还发生硬质化，所以将Nb的上限设定为1.0％。另外，若考虑原料成本，则优选为0.55％以下。

本发明的不锈钢钢板也可以进一步选择性地含有以下的元素。

B是通过在晶界中偏析而提高制品的2次加工性的元素。为了除了抑制将排气管进行二次加工时的纵向裂纹以外，而且特别是在冬天不产生裂纹，必须添加0.0002％以上的B。优选为0.0003％以上。但是，由于B的过度的添加会带来{111}方位晶粒的抑制和加工性、耐腐蚀性的降低，所以将上限设定为0.0030％。进而，若考虑精炼成本和延性降低，则优选为0.0015％以下。

Al除了作为脱氧元素被添加以外，还有抑制氧化皮的剥离的效果，由于该作用从0.005％开始体现出，所以将下限设定为0.005％。此外，由于Al的0.3％以上的添加除了通过粗大的AlN析出而{111}方位强度达不到5以外，还带来伸长率的降低、焊接熔深性及表面品质的劣化，所以将上限设定为0.3％。进而，若考虑精炼成本，则优选为0.15％以下。若考虑钢板制造时的酸洗性，则优选为0.01％以上。

Ni由于促进间隙腐蚀的抑制和再钝化，所以根据需要被添加。由于该作用在0.1％以上体现出，所以将下限设定为0.1％。优选为0.2％以上。但是，由于若超过1.0％，则除了产生滑移系统的变化而引起{411}方位的发达，其强度超过3以外，还变得容易产生硬质化和应力腐蚀裂纹，所以将上限设定为1.0％。另外，若考虑原料成本，则优选为0.8％以下。

Mo是提高耐腐蚀性的元素，特别是在具有间隙结构的情况下抑制间隙腐蚀的元素。由于若Mo超过2.0％，则成形性显著劣化，或者制造性变差，所以将Mo的上限设定为2.0％。进而，若考虑抑制{411}方位晶粒的发达、使{111}方位急剧发达、合金成本和生产率，则优选为低于0.5％。由于由含有Mo带来的上述效果在0.01％以上体现出，所以优选将下限设定为0.01％。更优选将下限设定为0.1％。

Cu由于促进间隙腐蚀的抑制和再钝化，所以根据需要被添加。由于该作用从0.1％以上开始体现出，所以将下限设定为0.1％。优选为0.3％以上。但是，由于过度的添加除了硬质化以外，而且{111}方位晶粒的发达受到抑制而使成形性劣化，所以将上限设定为3.0％。另外，若考虑制造性，则优选为1.5％以下。

V由于抑制间隙腐蚀，所以根据需要被添加。由于该作用从0.05％以上开始体现出，所以将下限设定为0.05％。优选为0.1％以上。但是，由于通过添加超过1.0％的V，除了因生成粗大的VN而{111}方位强度达不到5以外，而且硬质化而使成形性劣化，所以将V的上限设定为1.0％。另外，若考虑原料成本，则优选为0.5％以下。

Ca为了脱硫而根据需要被添加。由于该作用在低于0.0002％时不体现，所以将下限设定为0.0002％。此外，若添加超过0.0030％，则生成水溶性的夹杂物CaS而产生{111}方位的抑制及{411}方位的发达并产生r值的降低。此外，由于使耐腐蚀性显著降低，所以将Ca的上限设定为0.0030％。进而，从表面品质的观点出发，优选为0.0015％以下。

Mg除了有时作为脱氧元素被添加以外，还是有助于使板坯的组织微细化而提高成形性的织构的发达的元素。由于该作用从0.0002％以上开始体现出，所以将下限设定为0.0002％。优选为0.0003％以上。但是，由于通过超过0.0030％的添加，除了因生成粗大的MgO而{111}方位强度达不到5以外，还会导致焊接性和耐腐蚀性的劣化，所以将Mg的上限设定为0.0030％。若考虑精炼成本，则优选为0.0010％以下。

Zr由于与C或N结合而促进织构的发达，所以根据需要添加0.01％以上。但是，由于通过超过0.3％的添加，除了因生成粗大的ZrN而{111}方位强度达不到5以外，而且成本增加，使制造性显著劣化，所以将Zr的上限设定为0.3％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为0.1％以下。

W由于有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，所以根据需要添加0.01％以上。由于通过添加超过3.0％的W，除了因生成粗大的WC而{111}方位强度达不到5以外，还会导致钢板制造时的韧性劣化和成本增加，所以将W的上限设定为3.0％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为2.0％以下。

Co由于有助于高温强度的提高，所以根据需要添加0.01％以上。由于通过超过0.3％的添加，除了因生成粗大的CoS₂而{111}方位强度达不到5以外，还会导致钢板制造时的韧性劣化和成本增加，所以将Co的上限设定为0.3％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为0.1％以下。

Sn由于有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，所以根据需要添加0.003％以上。优选为0.005％以上。由于通过超过0.50％的添加，除了晶界的Sn偏析变得显著，{111}方位强度达不到5以外，有时还产生钢板制造时的板坯裂纹，所以将Sn的上限设定为0.50％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为0.30％以下。进而，优选为0.15％以下。

Sb是发挥在晶界中偏析而提高高温强度的作用的元素。为了得到添加效果，将Sb添加量设定为0.005％以上。但是，由于若超过0.50％，则除了晶界的Sb偏析变得显著，{111}方位强度达不到5以外，而且在焊接时产生裂纹，所以将Sb的上限设定为0.50％。若考虑高温特性，则优选为0.03％以上。进一步优选为0.05％以上。若考虑制造成本及韧性，则优选为0.30％以下。进一步优选为0.20％以下。

REM(稀土类元素)对耐氧化性的提高有效，根据需要以0.001％以上添加。优选将下限设定为0.002％。此外，即使超过0.20％而添加，其效果也饱和，而且通过形成粗大氧化物而产生{111}方位的发达抑制。进而，由于产生由REM的粒化物引起的耐腐蚀性降低，所以以0.001～0.20％添加。若考虑制品的加工性和制造成本，则优选将上限设定为0.10％。REM(稀土类元素)按照一般的定义。是指钪(Sc)、钇(Y)这两种元素、和从镧(La)到镥(Lu)为止的15种元素(镧族元素)的总称。可以单独添加，也可以是混合物。

Ga为了耐腐蚀性提高和氢脆化抑制，可以以0.3％以下添加，但通过超过0.3％的添加，生成粗大硫化物，{111}方位强度的发达得到抑制且r值劣化。从形成硫化物或氢化物的观点出发，下限设定为0.0002％。进而，从制造性和成本的观点出发，进一步优选为0.0020％以上。

Ta、Hf可以为了提高高温强度而添加0.001～1.0％。此外，关于其他成分，本发明中没有特别规定，但根据需要也可以含有0.001～0.02％的Bi。另外，As、Pb等一般的有害的元素和杂质元素优选尽可能减少。

接着对制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法由炼钢-热轧-酸洗-冷轧-退火的各工序构成。在炼钢中，将含有上述必须成分及根据需要被添加的成分的钢进行转炉熔炼、接着进行2次精炼的方法是合适的。熔炼的钢液按照公知的铸造方法(连续铸造)制成板坯。板坯被加热至规定的温度并通过连续轧制而热轧成规定的板厚。

本发明中，在不实施热轧板退火的情况下进行酸洗处理，作为冷轧原材料供于冷轧工序。这与通常的制法不同(通常实施热轧板退火)。实施热轧板退火而得到整粒再结晶组织的方法是一般的制造方法，但通过其显著减小冷轧前的晶粒是困难的。由于若冷轧前的晶粒大，则晶界面积减少，特别是提高r值的{111}晶体方位在制品板中不发达，同时{411}晶体方位发达，所以本发明中发现了由热轧工序中的再结晶促进所带来的组织微细化。

所铸造的板坯在1100～1200℃下被加热。在超过1200℃的加热中，由于晶粒粗大化，不会产生热轧工序中的组织微细化，所以{111}晶体方位不发达而{411}晶体方位发达，r值变低。此外，在低于1100℃时，也由于仅加工组织发达且不产生再结晶，所以制品板的起皱变得不良。因而，板坯加热温度设定为1100～1200℃。进而，若考虑生产率和表面瑕疵，则优选为1120℃以上。根据同样的理由，优选为1160℃以下。

板坯加热后，实施多个道次的粗轧，但本发明中认识到：在粗轧(道次次数为n)中，通过将(n-2)次以上以压下率为30％以上实施，从而再结晶显著进展，进行组织微细化。这是由于，通过粗轧的应变而粗轧到精轧之间的再结晶进展。在以往认识的仅最终道次设定为高压下率那样的方法或规定粗轧与精轧的压下率的比的方法中，由于产生{411}方位晶粒的生长，所以同时有助于r值的提高及起皱的减少的再晶体方位的形成不充分。这是由于，通过仅规定粗轧以及精轧中的压下率比，产生道次间的晶粒的核生成及生长的晶体方位依赖的影响，无法充分地控制规定的方位强度。本发明中认识到：通过在粗轧的各道次中实施尽可能多次30％以上轧制而重复产生再结晶。因此，本发明中，详细地调查了道次次数和再结晶行为，将(n-2)次以上设定为30％以上的压下率。此外，由于通过仅规定粗轧的各道次的压下率，难以控制道次间的再结晶及晶粒生长，所以本发明中将粗轧的结束温度设定为1000℃以上。这是由于，结束温度低于1000℃时，粗轧后的再结晶没有进展，以{411}方位为主体的加工组织残存，从粗轧到精轧间该方位晶粒生长，对制品板的r值和起皱造成不良影响。本发明中，为了抑制粗轧到精轧间的{411}方位晶粒的生成及生长，将粗轧结束温度设定为1000℃以上。

粗轧后，由多个机座构成的精轧沿一个方向实施。本发明中，将精轧温度设定为900℃以下。精轧后，进行卷取处理。将卷取温度设定为700℃以下。这里，并非为了促进再结晶，而是为了谋求热轧后的冷轧·退火中的再结晶组织微细化，使加工组织发达。因此，将精轧温度设定为900℃以下，将卷取温度设定为700℃以下，抑制期间的恢复·再结晶并进行加工应变的积极的导入。若考虑表面瑕疵和板厚精度，则精轧温度优选为700℃以上，卷取温度优选为500℃以上。同样地，若考虑表面瑕疵和板厚精度，则精轧温度优选为850℃以下，卷取温度优选为650℃以下。另外，有时根据成分而在本范围内产生部分的再结晶，但由于形成极其微细的再结晶粒，所以没有问题。

本发明中，在不实施热轧板退火的情况下进行酸洗处理，并供于冷轧工序中。它与通常的制法不同(通常实施热轧板退火)，通过与上述的热轧条件的组合，在冷轧途中得到微细的再结晶粒而实现兼顾r值的提高和起皱减少。

在冷轧中，依次进行中间冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火。

在中间冷轧中，至少1次使用直径为400mm以上的辊并以40％以上的压下率进行冷轧。通过将辊直径设定为400mm以上，抑制冷轧时的剪切应变，在之后的退火阶段抑制使r值降低的晶体方位(例如{411}<148>)的生成。

此外，在途中实施的中间退火中，得到再结晶组织，但以晶体粒度序号计设定为6以上。由于若其变得低于6，则晶体粒径粗大，所以变得难以产生从晶界的{111}方位的形成，相反形成{411}方位晶粒。进而，优选低于6.5较佳。此外，本发明中认识到：不仅制造过程的组织微细化，而且除了{111}晶体方位的发达以外，{411}晶体方位的抑制也对制品的成形性提高有效，将中间退火工序中的{111}方位的强度设定为3以上。这是由于认识到：在之后的最终冷轧-最终退火工序中的组织形成中，由{111}方位晶粒及加工粒生成{111}方位的频率高，本发明中，将中间退火后的{111}方位强度设定为3以上。进一步优选为3.5以上较佳。作为满足它们的条件，中间退火温度设定为820～880℃。在通常的中间退火中为了使再结晶粒进行晶粒生长，以超过880℃的温度退火，但本发明中，为了得到刚再结晶后的微细组织而在低于通常的温度下退火。由于低于820℃时，未再结晶且没有产生{111}方位强度的发达，相反{411}方位强度增加，因此将下限设定为820℃。另一方面，由于超过880℃时，晶粒生长已经产生，{411}晶粒优先发达，所以将上限设定为880℃。进而，若考虑生产率和酸洗性，则优选为830℃以上。此外，若考虑生产率和酸洗性，则优选为875℃以下。

关于最终冷轧后的最终退火，将退火温度设定为880～950℃，将晶体粒度序号调整为5.5以上。由于若晶体粒度序号变得低于5.5，则被称为起皱或桔皮状皱纹的粗糙表面变得显著，所以将上限设定为5.5。由于满足其的退火温度为950℃以下，所以将退火温度的上限设定为950℃。另一方面，由于低于880℃时，有时未再结晶组织部分地残留，所以将下限设定为880℃。进而，若考虑生产率、酸洗性、表面品质，则退火温度优选为910℃以下，晶体粒度序号优选为6.5以上。

另外，制造工序中的其他条件只要适当选择即可。例如，板坯厚度、热轧板厚等只要适当设计即可。在冷轧中，辊粗度、辊直径、轧制用油、轧制道次次数、轧制速度、轧制温度等在本发明的范围内适当选择即可。在冷轧的途中加入中间退火时，可以是分批式退火，也可以是连续式退火。此外，退火的气氛若是需要则可以是在氢气或氮气等非氧化气氛中进行退火的光亮退火，也可以在大气中进行退火。进而，也可以对本制品板实施润滑涂装，进一步提高加压成形性，该情况下，润滑膜的种类只要适当选择即可。

上述本发明的不锈钢钢板的r值高，起皱高度低，加压成形性优异。因此，以本发明的不锈钢钢板作为原材料而造管成钢管的铁素体系不锈钢钢管的扩管性也良好，并且具有优异的成形性。对于钢管的制造方法，只要适当选择即可，对于焊接方法没有限定，只要选择ERW、激光、TIG等即可。

以上述本发明的不锈钢钢板作为原材料，可以制成汽车排气系统部件用铁素体系不锈钢钢板。特别是通过作为汽车、二轮车用的汽车排气系统部件用途使用，成形的自由度提高，同时能够进行省略了部件间的焊接的一体成形等，能够进行有效的部件制造。

以下对能够解决上述第2课题的第2发明方式进行说明。

作为加工性的指标，有作为深冲性的指标的r值。r值主要受到钢的晶体方位的影响，特别是被称为γ-fiber的{111}晶体方位(在体心立方结构中，{111}面与钢板的板面平行的晶粒)的比例越高则越发提高。

本发明中认识到：通过在钢板制造时在中间冷轧与最终冷轧之间进行中间退火，制品板的{111}强度增大，同时，能够抑制成为使加工性降低的原因的{311}<136>织构的生成。

此外，本发明的钢板的平均r值(r_m)成为r_m≥-1.0t+3.0，具有优异的加工性。将本发明中制造的实施例(图中白四角)和作为比较例以脱离本发明条件的工艺制作的钢板(图中黑四角)的平均r值示于以板厚整理的图3中。当设板厚为t(mm)、设平均r值为r_m时，由于本发明中制造的铁素体系不锈钢钢板的平均r值成为-r_m≥-1.0t+3.0，所以将平均r值与板厚的关系设定为r_m≥-1.0t+3.0。此外，若考虑当板厚t为1.2mm以上时，为了将钢管进行2D扩管，平均r值必须为1.8以上，则优选至少在t≥1.2mm时成为r_m≥-1.0t+3.0。

将{311}<136>方位强度与平均r值的关系示于图4中。为了使可耐受2D扩管所需的平均r值成为1.8以上，{111}<110>方位强度必须为4.0以上。图4中标绘的数据均是{111}<110>方位强度为4.0以上。进而，此时，如由图4表明的那样，在{311}<136>方位强度为3.0以上的情况下，平均r值变得非常低。由此，将本发明范围设定为{111}<110>方位强度为4.0以上、且{311}<136>方位强度低于3.0。更优选{111}<110>方位强度为7以上、且{311}<136>方位强度低于2。

本发明中，并非以往认识即由{111}<110>方位强度增加带来的高r值化，而是实现了由{311}<136>方位强度的降低带来的高r值化。

此外，本发明的钢板优选将晶体粒度序号调整为6以上。由于若晶体粒度序号变得低于6，则被称为起皱或桔皮状皱纹的粗糙表面变得显著，所以将下限设定为6。进一步优选晶体粒度序号为6.5以上。

接着，对钢的成分范围进行说明。表示成分范围的％均为质量％。

C会使成形性和耐腐蚀性劣化。特别是由于{311}晶体方位的发达大大受到固溶C的影响，所以C的含量越少越好，将上限设定为0.03％。但是，由于过度的减少会导致精炼成本的增加，所以将C的下限设定为0.001％。进而，若考虑制造成本，则优选为0.002％以上。若考虑焊接部的晶界腐蚀性，则优选为0.01％以下。

N由于除了与C同样使成形性和耐腐蚀性劣化以外，而且{311}方位晶粒的发达大大受到固溶N的影响，因此其含量越少越好，将N的上限设定为0.03％。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的增加，所以将下限设定为0.001％。进而若考虑制造成本，则优选为0.005％以上。若考虑加工性及耐腐蚀性，则优选为0.015％以下。

Si除了有时作为脱氧元素被添加以外，还带来耐氧化性的提高。另一方面，由于Si是固溶强化元素，所以从确保总伸长率的观点出发，其含量为1.0％以下较佳。此外，也由于大量的添加会带来滑移系统的变化，促进{311}晶体方位的发达，所以将上限设定为1.0％。进而，若考虑耐腐蚀性，则优选为0.2％以上。更优选为超过0.3％。进一步优选为0.32％以上。优选为0.4％以上。若考虑制造成本，则优选为0.5％以下。

Mn由于与Si同样是固溶强化元素，所以在材质上将其含量的上限设定为3.0％。进而，若考虑耐腐蚀性，则优选为0.1％以上。更优选为超过0.3％。进一步优选为0.32％以上。优选为0.4％以上。此外，若考虑制造成本，则优选为0.5％以下。

P由于与Mn和Si同样是固溶强化元素，所以在材质上其含量越少越好。此外，由于大量的添加会带来滑移系统的变化，促进{311}晶体方位的发达，所以上限设定为0.04％。进而，若考虑制造成本，则优选为0.01％以上。若考虑耐腐蚀性，则优选为0.02％以下。

S由于是使耐腐蚀性劣化的元素，所以将上限设定为0.01％。另一方面，在添加Ti的钢的情况下，在高温下形成Ti₄C₂S₂而有助于对r值提高有效的织构的发达。由于其作用体现出是从0.0003％开始，所以将S的下限设定为0.0003％。进而，若考虑制造成本，则优选为0.0005％以上。若考虑制成部件时的间隙腐蚀抑制，则优选为0.0050％以下。

Cr是使耐腐蚀性和耐氧化性提高的元素，若考虑排气部件环境，则从抑制异常氧化的观点出发，需要10％以上。优选为10.5％以上。另一方面，Cr的过度的添加除了带来硬质化而使成形性劣化以外，而且抑制{111}方位晶粒的发达，促进{311}方位晶粒的发达。此外，从成本提高的观点出发，Cr的上限设定为30％。另外，若考虑制造成本和由韧性劣化引起的钢板制造时的板断裂以及加工性，则优选为低于15％。添加15％以上时，变得容易通过硬质化而引起{311}方位晶粒的发达。进而，上限值优选为13％以下。

Al除了作为脱氧元素被添加以外，还有抑制氧化皮的剥离的效果。Al含量优选为0.01％以上。另一方面，由于添加超过0.300％会带来伸长率的降低、焊接熔深性及表面品质的劣化，所以将Al的上限设定为0.300％。进而，若考虑精炼成本和钢板制造时的酸洗性，则优选为0.15％以下。

本发明的不锈钢钢板含有Ti和Nb中的一种或两种。

Ti是为了与C、N、S结合而使耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性、深冲性提高而添加的元素。由于C、N的固定作用从Ti浓度为0.05％开始体现出，并且在低于0.05％的添加时，无法将大大影响{311}晶体方位的发达的固溶C及固溶N充分地固定，所以将Ti的下限设定为0.05％。优选为0.06％以上。此外，由于超过0.30％的添加除了通过固溶Ti而硬质化，{311}方位晶粒发达以外，而且韧性劣化，所以将Ti的上限设定为0.30％。进而若考虑制造成本等，则优选为0.25％以下。

Nb与Ti同样是为了与C、N、S结合而使耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性、深冲性提高而添加的元素。此外，由于除了由{111}方位晶粒的发达带来的加工性的提高和高温强度的提高以外，还促进间隙腐蚀的抑制和再钝化，所以根据需要被添加。由于该作用在Nb浓度为0.01％以上体现出，所以将Nb的下限设定为0.01％。优选为0.05％以上。但是，由于Nb的过度的添加除了带来硬质化而使成形性劣化以外，还抑制{111}方位晶粒的发达，促进{311}方位晶粒的发达，所以将Nb的上限设定为0.50％。进而若考虑制造成本等，则优选为0.3％以下。

进而，Ti与Nb的含量合计在碳及氮为大量的情况下，低于8(C+N)时其效果不足，在碳及氮为少量的情况下低于0.05％时其效果也不足。此外，若Ti与Nb的含量合计超过0.75％，则固溶Ti及固溶Nb增加而再结晶温度上升，不优选。因此，设定为8(C+N)和0.05％中的较小的值以上且0.75％以下。

本发明的不锈钢钢板优选进一步选择性地含有以下的元素。

B是通过在晶界中偏析而提高制品的二次加工性的元素。为了除了抑制将排气系统部件进行二次加工时的纵向裂纹以外，而且特别是在冬天不产生裂纹，必须添加0.0002％以上的B。优选为0.0003％以上。但是，由于过度的添加会带来{111}方位晶粒的抑制、加工性、耐腐蚀性的降低，所以将B的上限设定为0.0030％。进而，若考虑精炼成本和延性降低，则优选为0.0015％以下。

Ni由于促进间隙腐蚀的抑制和再钝化，所以根据需要被添加。由于该作用在0.1％以上体现出，所以将Ni的下限设定为0.1％。进一步优选为0.2％以上。但是，由于Ni的过度的添加除了硬质化而使成形性劣化以外，还变得容易产生应力腐蚀裂纹，所以将Ni的上限设定为1.0％。另外，若考虑原料成本，则优选为0.8％以下。进一步优选为0.5％以下。

Mo是提高耐腐蚀性的元素，特别是在具有间隙结构的情况下是抑制间隙腐蚀的元素。由于该效果在0.1％以上体现出，所以将Mo的下限设定为0.1％。此外，若Mo超过2.0％，则成形性显著劣化，或者制造性变差。进而，Mo如果适量，则抑制{311}方位晶粒的发达，使{111}方位急剧发达，但由于过度的添加会通过固溶Mo而硬质化，导致{311}方位晶粒发达，因此将Mo的上限设定为2.0％。若考虑合金成本和生产率，则优选为0.5％以下。

Cu由于促进间隙腐蚀的抑制和再钝化，所以根据需要被添加。由于该作用在0.1％以上体现出，所以将Cu的下限设定为0.1％。优选为0.15％以上。但是，由于过度的添加除了硬质化以外，还使成形性劣化，因此将Cu的上限设定为3.0％。优选为1.0％以下。

V由于抑制间隙腐蚀，所以根据需要被添加。由于该作用从0.05％以上开始体现出，所以将V的下限设定为0.05％。优选为0.1％以上。但是，由于过度的添加会硬质化而使成形性劣化，所以将V的上限设定为1.0％。另外，若考虑原料成本，则优选为0.5％以下。

Ca为了脱硫而根据需要被添加。由于该作用在低于0.0002％时不体现出，所以将下限设定为0.0002％。此外，若添加超过0.0030％，则生成水溶性的夹杂物CaS而产生r值的降低。此外，由于使耐腐蚀性显著降低，所以将Ca的上限设定为0.0030％。进而，从表面品质的观点出发，优选为0.0015％以下。

Mg除了有时作为脱氧元素被添加以外，还是有助于使板坯的组织微细化而使成形性提高的织构的发达的元素。由于该作用从0.0002％以上开始体现出，所以将Mg的下限设定为0.0002％。优选为0.0003％以上。但是，由于过度的添加会导致焊接性和耐腐蚀性的劣化，所以将Mg的上限设定为0.0030％。若考虑精炼成本，则优选为0.0010％以下。

Sn由于有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，所以根据需要添加0.005％以上。优选为0.003％以上。但是，由于通过超过0.50％的添加有时产生钢板制造时的板坯裂纹，所以将Sn的上限设定为0.50％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为0.30％以下。

Zr由于与C或N结合而促进织构的发达，所以根据需要添加0.01％以上。优选为0.03％以上。但是，由于通过超过0.30％的添加除了变得成本增加以外，还使制造性显著降低，因此将Zr的上限设定为0.30％。进而，若考虑精炼成本、制造性，则优选为0.20％以下。

W由于有助于耐腐蚀性和高温强度的提高，所以根据需要添加0.01％以上。但是，由于通过超过3.0％的添加会导致钢板制造时的韧性劣化和成本增加，所以将W的上限设定为3.0％。进而，若考虑精炼成本和制造法，则优选为0.10％以下。

Co由于有助于高温强度的提高，所以根据需要添加0.01％以上。由于通过超过0.30％的添加会导致钢板制造时的韧性劣化和成本增加，所以将Co的上限设定为0.30％。进而，若考虑精炼成本和制造性，则优选为0.10％以下。

Sb是发挥在晶界中偏析而提高高温强度的作用的元素。由于该作用从0.005％以上开始体现出，所以将Sb的下限设定为0.005％。优选为0.03％以上。进一步优选为0.05％以上。但是，由于若超过0.50％，则产生Sb偏析，在焊接时产生裂纹，所以Sb的上限设定为0.50％。若考虑高温特性和制造成本及韧性，则优选为0.30％以下。进一步优选为0.20％以下。

REM(稀土类元素)对耐氧化性的提高有效，根据需要添加0.001％以上。此外，由于即使超过0.20％而添加，该效果也饱和，产生由REM的硫化物引起的耐腐蚀性降低，因此以0.001～0.20％添加REM。优选将下限设定为0.002％。若考虑制品的加工性和制造成本，则优选将上限设定为0.10％。REM按照一般的定义。是指钪(Sc)、钇(Y)这两种元素、和从镧(La)到镥(Lu)为止的15种元素(镧族元素)的总称。可以单独添加，也可以是混合物。

Ga由于耐腐蚀性提高和氢脆化抑制，所以也可以以0.3％以下添加，但通过超过0.3％的添加，生成粗大硫化物而{111}<110>方位强度的发达得到抑制。从硫化物和氢化物形成的观点出发，下限设定为0.0002％。进而，从制造性和成本的观点出发，进一步优选为0.0020％以上。

Ta、Hf也可以为了提高高温强度而添加0.001％～1.0％。在0.01％以上有效果，在0.1％以上进一步得到高强度。此外，也可以根据需要含有0.001～0.02％的Bi。另外，As、Pb等一般的有害的杂质元素优选尽可能减少。

优选以上述本发明的不锈钢钢板作为原材料，制成汽车部件用或二轮车用部件用的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板，进一步具体而言，制成以上述本发明的不锈钢钢板作为原材料的汽车排气管用或燃料罐或燃料管用的成形性优异的铁素体系不锈钢钢板。通过在制造汽车部件或二轮车用部件、具体而言汽车排气管或燃料罐或燃料管时使用本发明的不锈钢钢板，成形的自由度提高，同时能够进行省略了部件间的焊接的一体成型，能够进行有效的部件制造。

此外，以上述本发明的不锈钢钢板作为原材料而制造的成形性优异的铁素体系不锈钢钢管在由超过1mm的较厚的钢板构成的钢管的情况下具备可耐受2D扩管加工(将管端扩大至直径D的2倍的直径2D的加工)的加工性。

接着对制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法由在炼钢-热轧-酸洗后重复冷轧和退火的工序构成。在炼钢中，将含有上述必须成分及根据需要被添加的成分的钢进行转炉熔炼接着进行2次精炼的方法是合适的。熔炼的钢液按照公知的铸造方法(连续铸造)制成板坯。板坯被加热至规定的温度并通过连续轧制热轧成规定的板厚。

本发明中，在不实施热轧板退火的情况下进行酸洗处理，作为冷轧原材料供于冷轧工序中。这与通常的制法不同(通常实施热轧板退火)。实施热轧板退火而得到整粒再结晶组织的方法是一般的制造方法，但通过其显著减小冷轧前的晶粒是困难的。若冷轧前的晶粒大，则晶界面积减少，特别是提高r值的{111}晶体方位在制品板中不发达，同时{311}晶体方位发达。因此，本发明中，不实施热轧板退火而利用热轧工序中的由再结晶促进带来的组织微细化。

所铸造的板坯在1100～1200℃下被加热。由于在超过1200℃的加热中，晶粒粗大化，不产生热轧工序中的组织微细化，所以{111}晶体方位不发达而{311}晶体方位发达，r值变低，因此不优选。此外，在低于1100℃时，也由于仅加工组织发达且不产生再结晶，所以除了{111}晶体方位不发达而{311}晶体方位发达，r值变低以外，而且制品板的起皱特性也变得不良。因而，优选的板坯加热温度设定为1100～1200℃。进而，若考虑生产率，则优选为1160℃以下。若考虑表面瑕疵，则优选为1120℃以上。

在板坯加热后，在热轧工序中，实施多个道次的粗轧，由多个机座构成的精轧沿一个方向实施。在粗轧后，以高速实施精轧，卷取成卷状。本发明中，为了在卷取时得到微细的再结晶组织，规定粗轧温度和卷取温度。为了提高成形性，在卷取后使其再结晶而制成微细组织是重要的。通过在卷取后制成微细组织，在之后的冷轧工序中抑制剪切变形，减少{311}织构的形成，此外能够使{111}织构更发达。因此，由于若卷取温度过低，则在卷取时不产生再结晶，所以精轧必须以高温且高速进行。因此，按照开始温度为900℃以上、结束温度为800℃以上、其差为200℃以内、卷取温度也在600℃以上进行的方式规定精轧。优选开始温度达到950℃以上、结束温度达到820℃以上、其差达到150℃以内。

本发明中，在不实施热轧板退火的情况下进行酸洗处理并供于冷轧工序中。其与通常的制法不同(通常实施热轧板退火)，通过与上述的热轧条件的组合而在冷轧途中得到微细的再结晶粒而实现r值的提高。此外冷轧工序依次进行中间冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火。

在冷轧条件中，可以通过可逆式的20段森吉米尔轧机或6段或12段轧机来实施，也可以通过将多个道次连续地轧制的串列式轧机来实施。但是，至少1次使用直径为400mm以上的辊并以40％以上的压下率进行冷轧。通过将辊直径设定为400mm以上，抑制冷轧时的剪切应变，在之后的退火阶段抑制使r值降低的晶体方位即{311}<136>的生成。这样的大径辊轧制优选在中间冷轧时进行。

此外，在途中实施的中间退火中，得到再结晶组织或再结晶即将完成前的组织，但再结晶完成时的晶体粒度序号优选设定为6以上。若其变得低于6，则由于晶体粒径粗大，所以变得难以产生从晶界的{111}方位的形成，特别是在较厚材中变得阻碍r值提高。进一步优选为6.5以上较佳。作为满足它的条件，中间退火温度设定为800～880℃。在通常的中间退火中，为了使再结晶粒生长而以超过880℃的温度退火，但本发明中，为了得到再结晶即将完成前、或刚完成后的微细组织，以低于通常的温度进行退火。由于低于800℃时，成为未再结晶组织，所以将下限设定为800℃。进而若考虑生产率和酸洗性，则优选为825℃以上。此外，若考虑生产率和酸洗性，则优选低于870℃。其中，所谓再结晶完成组织是指全部晶粒以等轴状再结晶而成的组织，再结晶即将完成前的组织是指除了等轴状的晶粒以外还残存略微伸展的未再结晶组织的组织。

关于最终冷轧，由于若压下率变高，则成为再结晶的驱动力的储存能增大，{111}晶体方位变得容易优先核生成、选择生长，所以设定为至少以60％以上的压下率进行冷轧。

关于最终冷轧后的最终退火，将退火温度设定为850～950℃，将晶体粒度序号调整为6以上。由于若晶体粒度序号变得低于6，则被称为起皱或桔皮状皱纹的粗糙表面变得显著，所以优选将上限设定为6。晶体粒度序号优选为6.5以上。进而若考虑生产率、酸洗性、表面品质，则退火温度优选为880℃以上。此外，若考虑生产率、酸洗性、表面品质，则退火温度优选为910℃以下。

实施例

以下说明关于上述第1发明方式的实施例。

将表1-1、表1-2中所示的成分组成的钢进行熔炼并铸造成板坯，热轧后，省略热轧板退火而实施冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，得到1.2mmt的制品板。另外，关于热轧条件，对粗压下率/精压下率也进行研究并调查了各钢的特性。对于各钢在表2-1、表2-2、表2-3中所示的制造条件下制造。板厚中心部附近的{111}强度和{411}强度、平均r值、起皱的评价方法如上所述。

本发明例的钢明显r值高、且起皱高度低，获知加压成形性优异。此外，表2-1～表2-3中示出以钢板作为原材料而制造ERW钢管并进行扩管试验的结果。扩管试验使用60°的圆锥体进行2D扩管(将管端扩大至原管直径的2倍)试验，将没有开裂的情况设定为A，将开裂的情况设定为×。由此，确认本发明的钢管具有优异的成形性。

以下说明关于上述第2发明方式的实施例。

将表3-1、表3-2中所示的成分组成的钢进行熔炼并铸造成板坯，热轧至5mmt后，将热轧板退火省略(一部分比较例中实施热轧板退火)而实施中间冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，得到各种厚度的制品板。对于各钢，在表4-1～表4-3中所示的制造条件下制造。

另外，关于织构的测定，使用X射线衍射装置(理学电气兴业株式会社制)，使用Mo的-Kα射线，得到板厚中心区域(通过机械研磨与电解研磨的组合而现出中心区域)的(200)、(110)、(211)正极点图，由其使用球谐函数得到ODF(Orientation Distribution Function，取向分布函数)。基于该测定结果，算出{111}<110>方位强度、{311}<136>方位强度。

关于平均r值(r_m)的评价，由制品板采集JIS13号B拉伸试验片，在轧制方向、与轧制方向成45°方向、与轧制方向成90°方向上赋予14.4％应变后，使用(3)式及(4)式算出。

r＝ln(W₀/W)/ln(t₀/t) (3)

其中，W₀为拉伸前的板宽度，W为拉伸后的板宽度，t₀为拉伸前的板厚，t为拉伸后的板厚。

r_m＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4 (4)

其中，r_m为平均r值，r₀为轧制方向的r值，r₄₅为与轧制方向成45°方向的r值，r₉₀为与轧制方向成90°方向的r值。

此外，表4-1～表4-3中示出以该钢板作为原材料而制造ERW钢管并进行扩管试验的结果。扩管试验使用60°的圆锥体进行2D扩管(将管端扩大至原管的2倍)试验，将没有开裂的情况设定为A，将开裂的情况设定为×。

如由表3-1、表3-2、表4-1～表4-3表明的那样，本发明例的钢的平均r值与板厚的关系满足r_m≥-1.0t+3.0的关系，加压成形性优异。此外，2D扩管试验结果均为“A”。由此，确认本发明的钢管具有优异的成形性。