具体实施方式

以下，对本发明的铁素体系不锈钢板的一实施方式进行说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢板以质量％计包含Cr：11.0％～25.0％、C：0.001％～0.010％、Si：0.01％～1.0％、Mn：0.01％～1.0％、P：0.10％以下、S：0.01％以下、N：0.002％～0.020％，进一步包含Ti：1.0％以下及Nb：1.0％以下中的任一者或两者，并且剩余部分包含Fe及杂质，由结晶粒度号超过9.0的铁素体单相组织形成，板厚1/2位置和板厚1/10位置的与轧制面平行的面中的结晶取向的随机强度比为I_{554}<225>≥7.0、I_{411}<148>≥0.9、I_{211}<011>≥1.0。

以下，对各要件进行详细说明。

首先，对成分的限定理由进行以下说明。此外，各元素的含量的“％”表述是指“质量％”。

Cr是提高不锈钢的基本特性即耐蚀性的元素。由于低于11.0％时得不到充分的耐蚀性，因此下限设定为11.0％以上。另一方面，由于过度的添加会促进相当于σ相(Fe-Cr的金属间化合物)的金属间化合物的生成而助长制造时的开裂，因此上限设定为25.0％以下。从稳定制造性(成品率、轧制缺陷等)方面出发优选为14.0％～22.0％。进一步优选为16.0％～20.0％较佳。

C由于在本实施方式中是使重要的成形性(r值)降低的元素，因此优选较少，将上限设定为0.010％以下。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限设定为0.001％以上。在考虑精炼成本及成形性这两者的情况下优选为0.002％～0.008％，进一步优选为0.002％～0.006％。

Si是耐氧化性提高元素，但由于过量的添加会导致成形性的降低，因此将1.0％以下设定为上限。从成形性的方面出发Si含量优选较低，但由于过度的降低会导致原料成本的增加，因此将0.01％以上设定为下限。从制造性的观点出发优选的范围为0.05％～0.60％，进一步优选为0.05％～0.30％。

Mn也与Si同样，由于大量的添加会导致成形性的降低，因此将上限设定为1.0％以下。

从成形性的方面出发，Mn含量优选较低，但由于过度的降低会导致原料成本的增加，因此将0.01％以上设定为下限。从制造性的观点出发优选的范围为0.05％～0.40％，进一步优选为0.05％～0.30％。

P由于是使成形性(r值及制品拉伸率)降低的元素，因此优选较低，将上限限制为0.10％以下。但是，由于过度的降低会带来原料成本的上升，因此下限优选设定为0.005％以上。在考虑成形性和制造成本这两者的情况下，优选的范围为0.007％～0.030％，进一步优选为0.010％～0.025％。

S是不可避免的杂质元素，由于助长制造时的开裂，因此优选较低，将上限限制为0.01％以下。S量越低越优选，优选为0.0030％以下。另一方面，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限优选设定为0.0003％以上。从制造性和成本的方面出发，优选的范围为0.0004％～0.002％。

N与C同样，是使成形性(r值)降低的元素，将上限设定为0.020％以下。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限设定为0.002％以上。从成形性和制造性的方面出发，优选的范围为0.005％～0.015％。

如下述那样含有Ti及Nb中的任一者或两者。

Ti通过与C、N结合，作为TiC、TiN等析出物将C、N固定(高纯度化)，从而带来成形性(r值)及制品拉伸率的提高。为了获得这些效果，下限优选设定为0.01％以上。另一方面，由于过度的添加会导致合金成本的上升和伴随再结晶温度上升的制造性的降低，因此上限设定为1.0％以下。从成形性及制造性的方面出发，优选的范围为0.05％～0.50％。再者，积极地有效利用Ti的上述效果的适宜的范围为0.10％～0.30％。

Nb也与Ti同样，是固定C、N的稳定化元素，通过由该作用带来的钢的高纯度化而产生成形性(r值)及制品拉伸率的提高。为了获得这些效果，下限优选设定为0.01％以上。另一方面，由于过度的添加会导致合金成本的上升和伴随再结晶温度上升的制造性的降低，因此上限设定为1.0％以下。从合金成本、制造性的方面出发，优选的范围为0.02％～0.30％。再者，积极地有效利用Nb的上述效果的适宜的范围为0.04％～0.15％。更进一步优选为0.06％～0.10％。

本实施方式的铁素体系不锈钢板除了上述的基本组成以外，还可以选择性地含有下述的元素组中的1种或2种以上。

B是提高二次加工性的元素。由于为了发挥其效果而需要0.0001％以上，因此将其设定为下限。另一方面，由于过度的添加会导致制造性、特别是铸造性的劣化，因此将0.0025％以下设定为上限。优选的范围为0.0002～0.0020％，进一步优选为0.0003～0.0012％。

Sn由于是具有提高耐蚀性的效果的元素，因此也可以根据室温下的腐蚀环境而添加。由于其效果在0.005％以上时发挥出来，因此将其设定为下限。另一方面，由于大量的添加会导致制造性的劣化，因此将0.50％以下设定为上限。考虑制造性而优选的范围为0.01～0.20％，进一步优选为0.02～0.10％。

Ni、Cu、Mo、Al、W、Co、V、Zr是对于提高耐蚀性或耐氧化性而言有效的元素，根据需要而添加。但是，这些元素的过度的添加不仅会导致成形性的降低，而且有可能会造成合金成本的上升和阻碍制造性。因此，Ni、Cu、Al、W的上限设定为1.0％以下。Mo由于会造成制造性的降低，因此上限设定为2.0％以下。Co、V、Zr的上限设定为0.50％以下。任一元素的更优选的含量的下限均设定为0.10％以上。

Ca、Mg是使热加工性、二次加工性提高的元素，根据需要而添加。但是，由于这些元素的过度的添加会造成阻碍制造性，因此Ca、Mg的上限设定为0.0050％以下。优选的下限设定为0.0001％以上。在考虑制造性和热加工性的情况下，关于优选的范围，Ca、Mg均为0.0002～0.0020％，进一步优选的范围为0.0002～0.0010％。

Y、Hf、REM是对于提高热加工性、钢的纯净度以及耐氧化性改善而言有效的元素，也可以根据需要而添加。在添加的情况下，关于上限，Y、REM分别设定为0.10％以下，Hf设定为0.20％以下。关于优选的下限，Y、Hf、REM均设定为0.001％以上。这里，本实施方式中的“REM”是指归属于原子序号57～71的元素(镧系元素)，例如为Ce、Pr、Nd等。

Sb与Sn同样，是具有耐蚀性提高效果的元素，也可以根据需要而含有。但是，由于Sb的大量添加会导致制造性的劣化，因此将0.50％以下设定为上限。另一方面，由于耐蚀性提高的效果在0.005％以上时发挥出来，因此将其设定为下限。

本实施方式的铁素体系不锈钢板除了上述的元素以外，还包含Fe及杂质(包含不可避免的杂质)，但除了以上说明的各元素以外，也可以在不损害本发明的效果的范围内含有。在本实施方式中，例如也可以含有Bi、Pb、Se、H、Ta等，但该情况下优选尽可能降低。另一方面，这些元素在解决本发明的课题的限度内控制其含有比例，根据需要也可以含有Bi≤100ppm、Pb≤100ppm、Se≤100ppm、H≤100ppm、Ta≤500ppm中的1种以上。

接着对金属组织进行说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢板由结晶粒度号超过9.0的铁素体单相组织形成。

结晶粒度号设定为超过9.0。成形后的表面凹凸在结晶粒度号越大即铁素体晶粒的粒径越小时越难以产生，因此将其设定为下限。为了进一步抑制表面凹凸，优选超过9.5，进一步优选为超过10.0。

结晶粒度号可以通过JIS G 0551(2013)的线段法来求出。此外，粒度号：9相当于将晶粒内横切的每1个晶粒的平均线段长为14.1μm，粒度号：10相当于将晶粒内横切的每1个晶粒的平均线段长为10.0μm。在结晶粒度的测定中，由试验片的截面的光学显微镜组织照片，将对于1个试样横切的晶粒的数目设定为500以上。侵蚀液为王水或逆王水较佳，但只要是可判断结晶晶界则也可以是其它的溶液。另外，由于根据邻接的晶粒的取向关系，有时无法鲜明地看到晶界，因此优选较浓地进行侵蚀。另外在结晶晶界的测定时设定为不测定孪晶晶界。

通常，已知结晶取向与成形性(r值)具有较强相关，但在本实施方式中，通过本发明人等所得到的新见识，如以下那样来规定织构。即，基于结晶取向对成形后的表面凹凸造成较大影响这样的新见识。在板厚1/2位置和板厚1/10位置处，分别如下述那样设定与轧制面平行的面中的结晶取向的随机强度比。

I_{554}<225>≥7.0

I_{411}<148>≥0.9

I_{211}<011>≥1.0

此外，I_{hkl}<uvw>表示{hkl}<uvw>取向的随机强度比。

已知{554}<225>取向作为高纯度铁素体系不锈钢的再结晶取向(Recrystallization orientation)而生成，是成形性良好的取向(非专利文献1)。因此，在进行以拉深作为中心的成形加工时要求提高{554}<225>取向。

另一方面，{411}<148>取向在提高冷轧率时生成(例如非专利文献2)，但为对于成形性不优选的取向。另外{211}<011>取向是通过轧制而形成的取向(非专利文献3)，但由于是在再结晶时被蚕食的取向，因此在再结晶结束后基本不残留。因此，以往为了确保成形性，认为提高{554}<225>取向的聚集度(随机强度比)而降低{411}<148>取向、{211}<011>取向的聚集度是有效的，从而进行了控制。

但是，本发明人等发现：通过不仅提高对于成形性优选的取向即{554}<225>取向的聚集度，而且提高对于成形性不优选的{411}<148>取向和在再结晶后难以残留的{211}<011>取向的聚集度，与结晶粒度(结晶粒径)一并进行控制，能够稳定地抑制成形后的表面凹凸(表面粗糙)。

即，在本实施方式中，对于{554}<225>取向，考虑到将钢板成形为各种形状，将随机强度比设定为7.0以上。如上所述，由于{554}<225>取向的随机强度比高对于提高成形极限而言优选，因此优选为8.0以上。

{411}<148>取向是对于抑制表面凹凸而言重要的取向，将随机强度比设定为0.9以上。优选为1.0以上。在通过常规方法来制造铁素体系不锈钢板的情况下一般变得低于0.7。因此，在本实施方式中，为了提高{411}<148>取向，变得需要后述那样的制造方法的控制。

{211}<011>取向的聚集度设定为1.0以上。如上所述，{211}<011>取向在再结晶的结束后难以残留，该取向在通过常规方法来制造铁素体系不锈钢板的情况下一般也成为0.8以下。因此，与{411}<148>取向的控制同样，变得需要制造条件的努力。

对结晶取向的随机强度比的测定方法进行叙述。

在板厚的1/2位置和板厚的1/10位置处，对与钢板的轧制面平行的面实施X射线衍射。1/2位置大多显示出钢材的平均织构，可成为成形性的指标。另外由于成形后的表面凹凸(表面粗糙)在表面产生，因此表面附近的结晶取向分布变得重要，因此1/10位置也进行测定。

由所得到的数据实施三维取向解析。作为解析方法，可以采用众所周知的“Bunge”的方法。由结晶取向分布图读取符合条件的取向下的随机强度比。也可以采用利用EBSD的局部的取向解析，但此时变得需要注意对晶粒数成为1000以上那样的区域进行调查而获得织构的平均信息。

对于通过上述的织构的规定而成形性和成形后的表面凹凸(表面粗糙)这两特性提高的理由正在深入调查中，但目前推测如下。

在钢材的成形时各晶粒发生与各自的结晶取向相对应的变形。认为此时活动的滑移系在各结晶取向方面不同。一般而言r值高的取向和r值低的取向在活动的滑移系(方向)方面不同。因此，认为在r值高的取向的晶粒与r值低的取向的晶粒彼此在钢材表面邻接的情况下，通过一个晶粒的滑动而产生的表面变化(凹或凸)通过邻接的晶粒的不同的表面变化(凸或凹)而相互抵消，结果是，表面凹凸得以抑制。但是，由于在钢材表面中邻接的晶粒取向的组合巨大，因此对于其机理的阐明需要进一步的研究。

本实施方式的铁素体系不锈钢板的金属组织由铁素体单相组织形成。这意味着不含奥氏体相和马氏体组织。在包含奥氏体相或马氏体组织的情况下，除了比较容易使结晶粒径微细以外，而且奥氏体相通过TRIP效应而显示出高的成形性。但是，由于除了原料成本变高以外，而且在制造时变得容易引起裂边等成品率降低，因此金属组织设定为铁素体单相组织。另外，虽然在钢中存在碳氮化物等析出物，但由于并不较大地左右本发明的效果，因此上文不考虑它们而对主相的组织进行了叙述。

另外，本实施方式的铁素体系不锈钢板的板厚没有特别限定，从确保强度的观点出发，优选为0.5mm以上、优选0.6mm以上。这是由于：在板厚薄的情况下在成形后的部件中有可能强度变得不充分。需要考虑成为制造对象的部件的尺寸、形状、耐载荷等来设计板厚。

接下来，虽然是上述的本实施方式的铁素体系不锈钢板的制造方法，但设定为将热轧、冷轧及各热处理(退火)组合，设定为根据需要适当进行酸洗。即，作为制造方法的一个例子，例如可以采用包含炼钢-热轧-热轧板退火-冷轧-冷轧板退火的各工序的制法。

为了如上所述满足本实施方式中重要的结晶粒径和结晶取向(织构)这两者而应该控制的要点是热轧后的热处理条件、冷轧率、冷轧后的热处理条件，对于除此以外的工序、条件没有特别限制。

在热轧后的热处理(热轧板退火)中，热轧板的再结晶温度T₁(℃)根据板厚、成分、热轧的压下率的不同而不同，但需要将最高到达温度控制在T₁～(T₁+35)(℃)的范围。这是由于：若热轧板退火的最高到达温度低于T₁℃，则未再结晶晶粒残留，制品的抗皱性、成形性变得不良。另一方面，这是由于：若最高到达温度超过(T₁+35)℃，则通过晶粒生长而使晶粒粗大化，冷轧及冷轧板退火后的结晶粒径粗大化，或在冷轧及冷轧板退火后，得不到对于表面粗糙性而言重要的上述结晶取向。

冷轧率设定为93％以上。一般而言，冷轧率在常规方法中最大设定为90％左右，但在本实施方式中，为了使冷轧后的再结晶粒径微细，需要增多导入应变量。再结晶从较多地导入了应变的部分开始。即，由于越是加工量多的(轧制率大的)材料，则再结晶开始的部分(核)越多，因此再结晶粒径变小，另外，并且在再结晶后将对于表面粗糙性而言重要的{554}<225>取向、{411}<148>取向、{211}<011>取向控制在上述范围内也是重要的，为了提高这些取向，需要增大轧制率。由于这些原因，在本实施方式中，将压下率设定为93％以上是重要的。此外，对于轧制率的上限没有特别限定，从轧机的能力的观点出发，也可以设定为97％以下。

另外，本实施方式的冷轧的其它轧制条件可以适当选择和设定。

关于冷轧后的热处理(冷轧板退火、最终退火)中的最高到达温度，若将冷轧板的再结晶温度设为T₂(℃)，则需要控制为(T₂-10)～(T₂+30)℃的范围。这是由于：若冷轧板退火的最高到达温度低于(T₂-10)℃，则有可能材料硬质化而变得容易产生成形开裂，从而成形性劣化。另一方面，这是由于：若最高到达温度超过(T₂+30)℃，则结晶粒径变增大而得不到规定的结晶粒度号，或得不到规定的结晶取向，从而在成形后产生表面粗糙。

在本实施方式中，也可以在冷轧的途中插入中间退火。即本实施方式的冷轧可以是一次轧制，也可以是夹有中间退火的两次以上的轧制。另外中间及最终退火可以是间歇式退火，也可以是连续式退火。另外，各退火如果必要则也可以是在氢气或氮气等无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。

再结晶温度T₁、T₂可以由使用热轧板或冷轧板并改变温度而进行热处理后的金属组织观察来决定。

通过以上说明的制造方法，可以获得本实施方式的铁素体系不锈钢板。

实施例

接下来示出本发明的实施例，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于以下的实施例中采用的条件。只要不脱离本发明的要件、可达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

此外，下述所示的表中的下划线表示脱离本实施方式的范围。

将表1中所示的成分组成的不锈钢进行熔炼而铸造成板坯，将板坯通过热轧而进行轧制。之后，实施热轧板退火、冷轧、冷轧板退火而制造0.6mm厚的不锈钢板(制品板)No.1～No.28。各工序的条件如表2那样变化。另外，热轧板退火及冷轧板退火中的退火时间(保持时间)分别设定为1～60秒的范围内，并且在本实施例中，省略中间退火。

接着，依据JIS G 0551(2013)而测定所得到的不锈钢板No.1～No.28的结晶粒度号(GSN)。

此外，通过上述的方法即X射线衍射来测定不锈钢板No.1～No.28的板厚中心(1/2t位置)及1/10t位置各自的织构，求出{554}<225>取向、{411}<148>取向、{211}<011>取向的随机强度比I_{554}<225>、I_{411}<148>、I_{211}<011>。

再者，从不锈钢板No.1～No.28切出φ100mm的试样，利用液压成形试验机进行极限拉深比为2.0的杯成形试验。获知极限拉深比对杯成形后的表面粗糙造成较大影响，但其它的成形条件不造成影响。另外，这次实施的杯成形试验条件是：冲头直径为50mm、冲头肩R为5mm、冲模直径为53mm、冲模肩R为8mm、防皱压力为10吨，并且作为试样与冲头间的润滑剂，涂布出光兴产株式会社制的防锈油“DAPHNE OIL COAT Z3(注册商标)”。之后，为了保护成形后的钢板表面，贴附润滑片材“NICHIAS Corporation制NAFLON胶带TOMBO9001”。

对于以极限拉深比2.0进行成形的试样，评价杯成形后的表面粗糙。具体而言，在杯成形后的试样的纵壁部的高度中央部中，对于与高度方向平行的5mm长度，使用二维接触式的表面粗糙度测定机进行表面粗糙度测定。以JIS B 0031(2003)中记述的算术平均粗糙度Ra为2.0μm作为基准，对于Ra为2.0μm以下的情况，将表面粗糙评价判断为良好(“○”)，对于Ra超过2.0μm的情况，将表面粗糙评价判断为不良(“×”)。

表3中示出了不锈钢板No.1～No.28的上述的特性评价的结果。此外，本发明例的不锈钢板全部为铁素体单相(不含奥氏体相和马氏体组织)。

如表3中所示的那样，根据本发明例，控制结晶粒度号及织构，能够获得耐表面粗糙性及成形性优异的铁素体系不锈钢板。

此外，在Ra超过2.0μm的比较例的情况下，由于表面凹凸显著，变成最终通过研磨而将该凹凸除去，因此在制造成本的方面评价也变差。

表2

表3

产业上的可利用性

根据本实施方式，能够提供成形加工性及成形加工后的表面特性优异的铁素体系不锈钢板。再者，本实施方式的铁素体系不锈钢板的成形加工后的表面特性优异。以往，以表面凹凸的除去为目的，在成形加工后进行了研磨工序，但就本实施方式的铁素体系不锈钢板而言，由于可以省略该研磨工序，因此在制造成本方面也可以充分地享受效果。因此，本实施方式的铁素体系不锈钢板适宜应用于成形用途。