CN104968823B

CN104968823B - 加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104968823B
Application number: CN201480007312.3A
Authority: CN
Inventors: 滨田纯; 滨田纯一; 石丸咏朗; 石丸咏一朗
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2013-02-04
Filing date: 2014-02-04
Publication date: 2018-06-12
Anticipated expiration: 2034-02-04
Also published as: PL2952602T3; EP2952602B1; US20150376732A1; KR101706004B1; WO2014119796A1; KR20150100927A; EP2952602A1; ES2795681T3; TW201435098A; JPWO2014119796A1; US10358689B2; EP2952602A4; CN104968823A; TWI507544B; US20180066335A1; JP5843982B2

Abstract

本发明涉及一种抗皱性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有Cr：10～30％、Sn：0.005～1％、C：0.001～0.1％、N：0.001～0.1％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.01～3.0％、P：0.005～0.1％以及S：0.0001～0.01％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；距表层t/4(t为板厚)处的{100}＜012＞方位的X射线衍射强度为2以上。

Description

加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及加工性和抗皱性(ridging resistance)优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

背景技术

铁素体系不锈钢板的耐蚀性和耐热性优良，一般在家电制品、输送设备、建筑用等各种各样的领域中使用。然而，与奥氏体系不锈钢相比，它存在的问题是延展性较差，而且成形加工时产生被称之为“皱纹状变形”的表面凹凸，从而阻碍表面品质和成形加工后的研磨性。

关于成形性的提高，正如专利文献1所记载的那样，公开了降低C和N、且添加Ti和Nb的方法。通过使钢成分高纯度化，且增加{111}结晶方位(crystal orientation)，铁素体系不锈钢板的作为深拉深性指标的r值便得以提高，从而能够提高成形性。

关于皱纹状变形，为人所知的是：起因于铸造组织和热轧组织而具有类似的结晶方位的晶粒集团(聚集组织：colony)残存于制品板中，从而产生皱纹状变形。其中，大量公开了为了降低特别是具有{100}结晶方位的聚集组织的技术。作为具有代表性的技术，有在专利文献2等中作为使凝固组织等轴化的方法示出的电磁搅拌、凝固核变质(inoculation)、低温铸造等。另外，热轧条件、退火条件和制品板的聚集组织尺寸的限定在专利文献3～5等中成了公知常识。

如上所述，以前的铁素体系不锈钢板为了提高r值或者降低皱纹状变形，公开了通过成分调整和制造条件的最优化来进行。特别是对于皱纹状变形，不能达到可以完全无害化的水平，需要控制板厚方向的不均匀组织、织构，并进一步改善表面品质。

另一方面，在专利文献6、7以及8中，公开了有关添加Sn的铁素体系不锈钢的专利。在专利文献7中，公开了有关耐蚀性、加工性优良的铁素体系不锈钢的技术，关于加工性，示出了在添加Sn的钢中，0.2％屈服强度设定为300MPa以下、断裂拉伸率设定为30％以上的技术。然而，单凭0.2％屈服强度和断裂拉伸率，不能得到充分满足深拉深性和抗皱性的钢，残留有涉及加工性的课题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭61-261460号公报

专利文献2：日本特愿昭50-123294号公报

专利文献3：日本特公昭61-19688号公报

专利文献4：日本特公昭57-38655号公报

专利文献5：日本特开平10-330887号公报

专利文献6：日本特开2008-190003号公报

专利文献7：日本特开2009-174036号公报

专利文献8：日本特开2010-159487号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明的目的在于：提供现有技术的问题得到解决、成形性良好且皱纹状变形的发生较少的加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

为了解决上述课题，本发明人对于铁素体系不锈钢板的加工性、抗皱性，进行了有关钢组成、制造过程中的织构形成、以及皱纹状变形的发生机理的详细研究。

结果发现：通过在钢板内部生成特定的结晶方位的组织，便可以制造以深拉深性和耐抗皱性为代表的成形性优良的铁素体系不锈钢板。

为解决上述课题的本发明的要旨如下所述。

(1)一种加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有Cr：10～30％、Sn：0.005～1％、C：0.001～0.1％、N：0.001～0.1％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.01～3.0％、P：0.005～0.1％以及S：0.0001～0.01％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；当将板厚设定为t时，距表层t/4处的{100}＜012＞方位的X射线衍射强度为2以上。

(2)根据上述(1)所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自Ti：0.005～0.5％、Nb：0.005～0.5％、Zr：0.005～0.5％、V：0.01～0.5％、Ni：0.01～1％、Mo：0.1～3.0％、W：0.1～3.0％、Cu：0.1～3.0％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～1.0％、Ca：0.0001～0.003％、Mg：0.0001～0.005％、Co：0.001～0.5％、Sb：0.005～0.3％、REM：0.001～0.2％以及Ga：0.0002～0.3％之中的1种以上。

(3)一种加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：其是制造上述(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢板的方法，在热轧板退火工序中，加热至850℃以上，将直至500℃的冷却速度设定为50℃/秒以下而进行冷却；在冷轧工序中，使用直径为150mm以下的轧辊，以60％以上的压下率进行轧制。

发明的效果

正如以上的说明所表明的那样，根据本发明，不需要特殊的新型设备而可以有效地提供特别是抗皱性优良的铁素体系不锈钢板。

附图说明

图1是表示冷轧退火板距表层t/4处的{100}＜012＞方位强度和皱纹状变形高度之间的关系的图。

具体实施方式

下面就本发明的限定理由进行说明。

Cr为了确保耐蚀性、高温强度以及耐氧化性而需要添加10％以上，但30％以上的添加因韧性劣化而使制造性变差，除此以外，还使材质劣化。因此，Cr的范围设定为10～30％。再者，从成本和耐蚀性的角度考虑，优选为13.0～25.0％。此外，考虑到制造性和高温延展性，优选为13.0～18.0％。也可以是15.5～16.5％。

为了通过结晶方位的控制而抑制皱纹状变形，Sn在本发明中是极其重要的元素，添加0.005～1％。Sn是容易偏析于晶界的元素，在制造工序中的热轧板退火工序中产生晶界偏析。本发明人发现：如果对其冷轧，并实施用于再结晶的热处理，则对皱纹状变形的降低有效的特征的结晶方位容易从Sn偏析部成核。

一般地说，作为冷轧后的再结晶方位，在板厚中心部主要发展的是{111}结晶方位。除此以外，塑性变形能力小于{111}且板厚减少容易发生的{100}方位如果以聚集组织状存在，则加工后产生表面凹凸，从而抗皱性变差。另一方面，在距表层t/4部附近，{111}结晶方位减弱。本研究获得了如下的见解：在添加Sn的情况下，容易于冷轧后的退火阶段，在距表层t/4附近形成{100}＜012＞方位。冷轧时，在距表层t/4部，较大的剪切应变作用于材料内部。可以认为热轧板退火时，如果Sn产生晶界偏析，则该剪切应变明显作用于偏析部，在其后的热处理工序中，{100}＜012＞这一特异的结晶方位容易成核。

如后所述，可以推定如果{100}＜012＞方位在距表层t/4部生成，则使起因于板厚中心层部的聚集组织间的塑性各向异性而产生的凹凸得以缓和的作用在表层部附近发生，因而表面凹凸变得难以产生。Sn的晶界偏析和{100}＜012＞方位的形成在添加0.005％以上时发生，因而将下限设定为0.005％。另一方面，过度的添加将在制造工序中产生开裂等问题，因而将其上限设定为1％。另外，从焊接性劣化的角度考虑，优选将上限设定为0.5％。再者，从耐蚀性和韧性的角度考虑，优选为0.03～0.5％。进一步优选为0.1～0.3％，最合适为0.15～0.25％。

本发明的特征在于：通过如上述那样添加Sn，在制造过程中活用由Sn产生的晶界偏析，在冷轧以及退火后，于距板厚表层t/4部附近，产生通常几乎不会发生的轻微的结晶方位(minor crystal orientation){100}＜012＞，从而谋求皱纹状变形的降低。

图1表示了距表层t/4附近的{100}＜012＞方位强度和抗皱性之间的关系。在此，将在17％Cr钢(0.005％C-0.1％Si-0.1％Mn-0.01％P-0.0001％S-0.1％Ti-0.18％Nb-0.007％N)中不添加Sn(＜0.001％)、和添加了0.2％的Sn的钢进行真空熔炼，然后实施热轧、冷轧、退火，便得到冷轧退火板。关于{100}＜012＞方位的X射线衍射强度，使用X射线衍射装置(理学电机工业株式会社生产)，采用Mo-Kα射线，得到距表层t/4附近区域(组合机械研磨和电解研磨而呈现测定面)的(200)、(310)以及(211)正极图，使用球面调和函数法由这些正极图得到3维结晶方位密度函数，从而求出结晶方位强度(与随机样品的强度比率)。

关于抗皱性，由冷轧退火板采集JIS 5号拉伸试验片，与轧制方向平行地赋予16％的应变，目视检查皱纹状变形高度(与轧制方向呈直角的方向上产生的凹凸的最大距离)而对抗皱性进行评价。目视检查的等级为：

A：不能看到皱纹状变形(皱纹状变形高度在5μm以下)，

B：用目视可以稍稍看到皱纹状变形(皱纹状变形高度在10μm以下)，

C：用目视可以清楚地看到皱纹状变形(皱纹状变形高度为20μm)，

D：用目视可以清楚地看到皱纹状变形，而且用手指接触表面时可知有凹凸的发生(皱纹状变形高度超过30μm)。

由图1可知：通过将距表层t/4(t为板厚)处的{100}＜012＞方位的X射线衍射强度设定为2以上，抗皱性达到A级水平，从而能够降低至在实用上没有问题的水平。于是，将{100}＜012＞方位强度的下限设定为2以上。该结晶方位如上所述，通过Sn的晶界偏析和剪切应变的赋予而得到。为了更显著地产生，需要Sn的晶界偏析量的增加或强剪切应变。它们除了有时伴随着制造性方面的课题以外，也导致r值的降低，因而作为优选的范围，将上限设定为10以下。

C由于使加工性、耐蚀性以及耐氧化性劣化，因而其含量越少越好，所以将上限设定为0.1％。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而将下限设定为0.001％。再者，考虑到制造成本、耐蚀性以及加工性，优选为0.002～0.05％。再者，从耐蚀性的角度考虑，优选设定为0.002～0.009％。

N也与C同样，由于使加工性、耐蚀性以及耐氧化性劣化，因而其含量越少越好，所以将上限设定为0.1％。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而将下限设定为0.001％。再者，考虑到制造成本、耐蚀性以及加工性，优选为0.002～0.05％。

Si除了有时作为脱氧元素添加以外，还是提高耐氧化性和高温强度的元素，从而添加0.01％以上。过度的添加使常温延展性降低，从而使加工性劣化，因而将上限设定为3.0％。再者，考虑到材质以及氧化特性，优选为0.05～1.0％。进一步优选为0.1～0.7％。

Mn在高温下形成MnCr₂O₄或MnO，使氧化皮粘附性得以提高。该效果在0.01％以上时表现出来，因而将下限设定为0.01％。另一方面，过度的添加使耐蚀性和延展性降低，因而将上限设定为3.0％。再者，考虑到加工性和制造性，优选为0.05～1.5％。进一步优选为0.1～1.0％。

P与Si同样为固溶强化元素，在材质方面，其含量越少越好，从而将上限设定为0.1％。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而将下限设定为0.005％。再者，考虑到制造成本和耐氧化性，优选为0.01～0.025％。

S从材质、耐蚀性以及耐氧化性的角度考虑越少越好，因而将上限设定为0.01％。特别地，过度的添加与Ti等生成化合物，过于促进热轧退火板的再结晶和晶粒生长，从而使r值劣化。但是，过度的降低导致精炼成本的增加，因而将下限设定为0.0001％。再者，考虑到制造成本和耐蚀性，优选为0.0010～0.0050％。

Ti是为了与C、N、S键合、进一步提高耐蚀性、耐晶间腐蚀性以及深拉深性而添加的元素。特别地，提高r值的{111}结晶方位的发达在添加0.005％以上时表现出来，因而将下限设定为0.005％。由于通过添加0.5％以上而使韧性、2次加工性以及r值劣化，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到制造成本、表面缺陷以及氧化皮剥离性，优选为0.05～0.2％。

Nb是通过固溶强化以及析出强化使高温强度和高温疲劳特性得以提高而添加的元素。另外，Nb以碳氮化物的形式固定C和N，使制品板的再结晶织构发达，同时形成被称之为Laves相的Fe和Nb的金属间化合物，通过其体积率和尺寸而对再结晶织构的形成产生影响，从而有助于r值的提高。这些作用在0.005％以上时表现出来，因而将下限设定为0.005％。另一方面，过度的添加也带来硬质化，导致常温延展性和r值的降低，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到成本和制造性，优选为0.1～0.3％。

Zr是提高耐氧化性的元素，可根据需要添加。其作用在0.005％以上时表现出来，因而将下限设定为0.005％。但是，0.5％以上的添加除了使韧性和酸洗性等制造性明显劣化以外，还使Zr与碳和氮的化合物粗大化，从而使热轧退火板组织粗粒化，以致r值降低，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到制造成本，优选为0.05～0.20％。

V是为了与C、N键合、进一步提高耐蚀性、耐晶间腐蚀性以及深拉深性而添加的元素。特别地，提高r值的{111}结晶方位的发达在添加0.01％以上时表现出来，因而将下限设定为0.01％。另一方面，由于通过添加0.5％以上而使韧性和2次加工性劣化，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到制造成本、表面缺陷，优选为0.05～0.3％。

Ni是提高韧性和耐蚀性的元素，因而根据需要添加。对韧性的贡献在0.01％以上时表现出来，因而将下限设定为0.01％。另一方面，通过添加超过1％而生成奥氏体相，使r值降低，因而将上限设定为1％。再者，考虑到成本，优选为0.05～0.5％。另外，还考虑到缝隙腐蚀性，进一步优选为0.2～0.5％。

Mo使耐蚀性得以提高，而且带来因固溶Mo引起的高温强度的提高。该效果在0.1％以上时表现出来，因而将下限设定为0.1％。但是，过度的添加带来韧性的劣化和拉伸率的降低。另外，因过于生成Laves相而使{011}方位晶粒变得容易生成，带来r值的降低，除此以外，由于超过3.0％的添加使耐氧化性劣化，因而将上限设定为3.0％。再者，考虑到制造成本以及制造性，优选为0.1～2.0％。

W与Mo同样，使耐蚀性得以提高，而且带来因固溶Mo引起的高温强度的提高。该效果在0.1％以上时表现出来，因而将下限设定为0.1％。但是，过度的添加带来韧性的劣化和拉伸率的降低。另外，因过于生成Laves相而使{011}方位晶粒变得容易生成，带来r值的降低，除此以外，由于超过3.0％的添加使耐氧化性劣化，因而将上限设定为3.0％。再者，考虑到制造成本以及制造性，优选为0.1～2.0％。

Cu是提高耐锈性，同时通过ε-Cu析出，特别提高在中温区域的高温强度的元素。该效果通过添加0.1％以上而表现出来，因而将下限设定为0.1％。另一方面，通过添加3.0％以上，除带来韧性的劣化和拉伸率的极端降低以外，在热轧过程中使ε-Cu析出，生成{011}方位晶粒而使r值降低，因而将上限设定为3.0％。再者，从耐氧化性和制造性、抑制干湿循环腐蚀环境下的流锈的角度考虑，优选为0.2～1.5％。考虑到成本，以0.2～0.5％为宜。

B是提高2次加工性的元素，其效果在0.0003％以上时表现出来，因而将下限设定为0.0003％。通过添加超过0.0100％，生成Cr₂B等B化合物，使晶间腐蚀性和疲劳特性劣化，除此以外，还带来{011}方位晶粒的增加，从而使r值降低，因而将上限设定为0.0100％。再者，考虑到焊接性和制造性，优选为0.0003～0.0020％。

Al除了有时作为脱氧元素添加以外，还使高温强度和耐氧化性得以提高。其作用从0.01％开始表现出来，因而将下限设定为0.01％。另外，1.0％以上的添加除了带来拉伸率的降低、焊接性以及表面品质的劣化以外，还通过Al氧化物促进{011}方位晶粒的生成，从而使r值降低，因而将上限设定为1.0％。再者，考虑到精炼成本，优选为0.02～0.15％。

Ca有时为了固定S而添加，其效果在0.0001％以上时表现出来，因而将下限设定为0.0001％。另一方面，过度的添加使耐蚀性劣化，因而使上限为0.003％。再者，考虑到制造性和耐蚀性，优选为0.0005～0.002％。

Mg在钢水中与Al一起形成Mg氧化物，作为脱氧剂而发挥作用，除此以外，微细结晶析出的Mg氧化物成为核，使Nb或Ti系析出物微细析出。如果它们在热轧工序中微细析出，则在热轧工序以及热轧板退火工序中，微细析出物成为再结晶核而可以得到非常微细的再结晶组织，从而有助于织构的发达。该作用表现出来由于从0.0001％开始，因而将下限设定为0.0001％。但是，过度的添加带来耐氧化性的劣化和焊接性的降低等，因而将上限设定为0.005％。再者，考虑到精炼成本，优选为0.0003～0.002％。

Co是提高高温强度的元素，可根据需要添加0.001％以上。但是，过度的添加使加工性劣化，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到制造成本，优选为0.05～0.3％。

Sb对于耐蚀性的提高是有效的，也可以根据需要添加0.3％以下。特别从缝隙腐蚀性的角度考虑，将下限设定为0.005％。再者，从制造性和成本的角度考虑，优选设定为0.01％。

REM对于耐氧化性的提高是有效的，可根据需要添加。下限设定为0.001％。另外，即使添加超过0.20％，其效果也达到饱和，产生因REM的粒化物引起的耐蚀性的降低，因而将上限设定为0.2％。考虑到制品的加工性和制造成本，优选设定为0.002％～0.05％。REM(稀土类元素)根据通常的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)这2种元素、和从镧(La)到镥(Lu)的15种元素(镧系元素)的总称。既可以单独添加，也可以是混合物。

为了提高耐蚀性和抑制氢脆，也可以添加0.3％以下的Ga。从形成硫化物和氢化物的角度考虑，下限设定为0.0002％。再者，从制造性和成本的角度考虑，优选为0.0020％以上。

关于其它成分，在本发明中并没有特别规定，但在本发明中，即使根据需要添加Ta、Bi等也没关系。此外，As、Pb等通常有害的元素和杂质元素优选尽可能地降低。

在本发明中，除上述的织构和成分组成以外，还就制造方法进行了研究，从而获得了如下的见解：通过热轧板退火条件、冷轧条件的控制而控制结晶方位分布，可以得到优良的加工性。

在板坯热轧后，一般为了得到再结晶组织而实施热轧板退火。在本发明中，除此以外，为了降低皱纹状变形而在该工序中促进Sn向晶界的偏析。为了在热轧板退火中得到再结晶组织，将材料加热至850℃以上的温度，但在冷却阶段，将直至500℃的冷却速度设定为50℃/秒以下，从而在此期间促进晶界偏析。在加热温度低于850℃的情况下，由于不能得到再结晶组织，且残留热轧的带状组织和使r值降低的热轧方位，因而将下限设定为850℃。

另一方面，过度的高温化将产生晶粒粗大化，因而上限优选为1100℃。只要出于在热轧板退火中得到再结晶组织的目的，上限值可以为1000℃以下，上限进一步优选为低于900℃。

关于冷却速度，为了使Sn充分偏析而设定为50℃/秒以下，但考虑到板形状的均匀性的维持，优选低于15℃/秒。从促进Sn的晶界偏析的角度考虑，也优选低于15℃/秒。

另一方面，过度的缓冷化除了使制造性降低以外，还导致热轧退火板韧性的降低，因而优选为5℃/秒以上。另外，基于防止因微细的碳氮化物析出引起的韧性降低和酸洗性劣化的理由，优选为超过10℃/秒。在本发明中，优选为超过10℃/秒且低于15℃/秒。

在热轧板退火后的冷轧中，轧制到规定的板厚。此时，使用直径为150mm以下的轧辊，将压下率设定为60％以上。这是为了给距表层t/4部的Sn偏析部赋予充分的剪切应变。但是，如果轧辊直径过小，则板形状变差，因而轧辊直径的下限优选为30mm。另外，压下率的过度增加导致r值的降低，因而上限优选为95％。再者，考虑到生产率和加工性，冷轧轧辊直径优选为30～100mm，压下率优选为75～90％。

实施例

熔炼表1所示的成分组成的钢并将其铸造成板坯，然后热轧板坯而制成4.0mm厚的热轧板。然后，对热轧板进行连续退火处理，然后进行酸洗，冷轧至0.8mm的厚度，连续退火-酸洗之后，实施调质轧制(拉伸率为1.0％)而制成制品板。关于热轧条件，将板坯加热温度设定为1100～1250℃，将精轧温度设定为700～950℃，将卷取温度设定为500℃以下。热轧板退火中的加热温度根据钢成分的不同，将退火温度设定为850～1100℃，冷却速度设定为11℃/秒。在冷轧中，使用φ60mm的轧辊，以80％的压下率进行轧制。冷轧板退火根据钢成分的不同，在800～1000℃下进行，以便形成再结晶组织。

对于这样得到的制品板的抗皱性和{100}＜012＞方位强度，采用前述的方法进行了评价。另外，评价了作为深拉深性指标的r值。在此，关于r值，从冷轧退火板上采集JIS 13号B拉伸试验片，在轧制方向、与轧制方向成45°角的方向、与轧制方向成90°角的方向赋予14.4％的应变，然后使用(1)式以及(2)式算出平均r值。

r＝ln(W₀/W)/ln(t₀/t) (1)

在此，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)

在此，r₀为轧制方向的r值，r₄₅为与轧制方向成45°角的方向的r值，r₉₀为与轧制方向成直角的方向的r值，如果平均r值在1.5以上，则为能够充分加工的特性。

由表1表明：具有本发明所规定的成分组成的钢与比较例相比，抗皱性优良，平均r值较高，在1.5以上。另一方面，比较例由于钢成分偏离本发明，因而制品板的{100}＜012＞方位强度在本发明的范围外，不能得到A等级的抗皱性，除此以外，还有平均r值并不满足1.5的钢。

关于本发明例No.A1～A3，使制造条件发生各种变化时的特性如表2所示。在偏离本发明所规定的制造条件的比较例的情况下，{100}＜012＞方位强度在本发明的范围外，抗皱性没有达到A等级。

另外，对于表2所示的钢，通过干湿循环试验评价了耐蚀性。试验溶液设定为：硝酸根离子NO₃ ^-：100ppm，硫酸根离子SO₄ ^2-：10ppm，氯化物离子Cl^-：10ppm，pH＝2.5。

在外径15mm、高度100mm、厚度0.8mm的试管中盛入10ml的试验溶液，并将1t×15×100mm(用#600金刚砂纸对整个表面进行湿式研磨处理)的样品半浸渍于其中。将该试管放入80℃的热水浴中，经过24小时后，将完全干燥的样品用蒸馏水轻轻洗浄后，在新洗浄的试管中再度盛入试验溶液，再对样品进行半浸渍，在80℃下保持24小时，这样的试验进行14个循环。

本发明的钢均为良好，最大腐蚀深度为50μm以下。此外，在为含有Ni和Cu的钢的情况下，最大腐蚀深度在15μm以下，显示出耐蚀性极为优良的结果。另外，Sn含量偏离本发明的成分范围的钢No.B8的侵蚀深度为50μm，与发明例相比，耐蚀性较差。

此外，板坯厚度、热轧板厚等只要适当设计即可。另外，在冷轧中，压下率、轧辊粗糙度、轧辊直径、轧制用油、轧制道次次数、轧制速度、轧制温度等也可以适当选择。退火只要需要，可以是在氢气或者氮气等无氧化气氛中进行退火的光亮退火，或者也可以在大气中进行退火。再者，最终的调质轧制的拉伸率可以适当调整，也可以予以省略。此外，也可以赋予因张力平整等产生的形状矫直。

产业上的可利用性

根据本发明，不需要附加特別的设备便能够以低成本制造以深拉深性和抗皱性为代表的成形性优良的铁素体系不锈钢板。其结果是，可以作为家电制品、输送用设备或者建筑用不锈钢板原材料进行供给，在产业上具有重大的意义。

Claims

1.一种加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有Cr：10～30％、Sn：0.005～0.5％、C：0.001～0.1％、N：0.001～0.1％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.01～3.0％、P：0.005～0.1％以及S：0.0001～0.01％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；当将板厚设定为t时，距表层t/4处的{100}＜012＞方位的X射线衍射强度为2以上。

2.根据权利要求1所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Cr的含量为13.0～18.0％。

3.根据权利要求1所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Sn的含量为0.15～0.25％。

4.根据权利要求1所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Cr的含量为13.0～18.0％，Sn的含量为0.15～0.25％。

5.一种加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有Cr：10～30％、Sn：0.005～0.5％、C：0.001～0.1％、N：0.001～0.1％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.01～3.0％、P：0.005～0.1％以及S：0.0001～0.01％，并进一步含有选自Ti：0.005～0.5％、Nb：0.005～0.5％、Zr：0.005～0.5％、V：0.01～0.5％、Ni：0.01～1％、Mo：0.1～3.0％、W：0.1～3.0％、Cu：0.1～3.0％、B：0.0003～0.0100％、Al：0.01～1.0％、Ca：0.0001～0.003％、Mg：0.0001～0.005％、Co：0.001～0.5％、Sb：0.005～0.3％、REM：0.001～0.2％以及Ga：0.0002～0.3％之中的1种以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质；当将板厚设定为t时，距表层t/4处的{100}＜012＞方位的X射线衍射强度为2以上。

6.根据权利要求5所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Cr的含量为13.0～18.0％。

7.根据权利要求5所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Sn的含量为0.15～0.25％。

8.根据权利要求5所述的加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于：Cr的含量为13.0～18.0％，Sn的含量为0.15～0.25％。

9.一种加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：其是制造权利要求1～8中任一项所述的铁素体系不锈钢板的方法，

在热轧板退火工序中，将热轧板加热至850℃以上，

将直至500℃的冷却速度设定为低于15℃/秒而进行冷却；

在冷轧工序中，使用直径为150mm以下的轧辊，以60％以上的压下率进行轧制。