WO2005098067A1

WO2005098067A1 - 成形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

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Publication number: WO2005098067A1
Application number: PCT/JP2005/006563
Authority: WO
Inventors: Junichi Hamada; Naoto Ono; Yoshiharu Inoue; Ken Kimura
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2004-04-07
Filing date: 2005-03-29
Publication date: 2005-10-20
Anticipated expiration: 2006-10-07
Also published as: US8048239B2; JP4519505B2; US20090000703A1; EP1734143B1; EP1734143A4; EP1734143A1; KR20060007441A; CN100351415C; CN1788102A; KR100727497B1; JP2005298854A

Abstract

本発明は、成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を提供するもので、質量％で、Ｃ：0.001～0.010％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～1.0％、Ｐ：0.01～0.04％、Cr：10～20％、Ｎ：0.001～0.020％、Nb：0.3～1.0％、Mo：0.5～2.0％を含有する鋼において、総析出物が質量％にて0.05～0.60％以下である成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。製造過程における冷間圧延素材のNb系析出物が体積％にて0.15％以上0.6％以下、かつ直径が0.1μｍ以上１μｍ以下析出し、又は／かつ再結晶粒径が１μｍ以上40μｍ以下、かつ再結晶率が10～90％になるよう製造し、続いて冷間圧延、1010～1080℃で焼鈍することにより上記成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板を製造する方法。

Description

明細書成形性に優れるフェライト系ステンレス銅板およびその製造方法技術分野

本発明は、特に高温強度や耐酸化性が必要な自動車の排気系部材などの使用に最適な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に関するものである。背景技術

自動車のェキゾーストマ-ホールドゃマフラーなどの排気系部材には、高温強度や耐酸化性が要求され、耐熱性に優れたフェライト系ステンレス鋼が使用されている。これらの部材は、鋼板,からプレス加工により製造されるため、素材鋼板のプレス成形性が求められる。一方、使用環境温度も年々高温化しており、 Cr， Mo , Nbなどの合金添加量を増加させて高温強度、耐酸化性や熱疲労特性などを高める必要が出てきた。添加元素が増えると素材鋼板の加工性は単純な製法では落ちてしまうため、プレス成形できない場合があった。加工性の指標は延性や深絞り性などの指標があるが、上記の排気部材の加工においては基本指標となる伸びと r値が重要となる。 r 値の向上には、冷延圧下率を大きくとることが有効であるが、上記のような部材は比較的厚手材（1. 5〜 2 mm程度）を素材として用いるため、冷延素材 ^さがある程度規制される現状の製造プロセスにおいては冷延圧下率を十分に確保できない。

この問題を解決するために、高温特性を損なわず r値を向上させるための成分や製造方法による工夫がなされてきた。

従来、上記耐熱鋼として使用されるフライト系ステンレス鋼板の成形性向上には、特開平 9—279312号公報のように成分調整によるものが開示されているが、これだけでは冷延圧下率が比較的低い厚手材においてプレス割れなどの問題があった。

特開 2002 - 30346号公報には、熱延仕上開始温度、終了温度および Nb含有量と熱延板焼鈍温度の関係から最適な熱延板焼鈍温度を規定しているが、特に Nb系析出物に関与する他元素（C， N, Cr， Mo など）の影響によっては、これだけでは十分な加工性が得られない場合があった。また、特開平 8— 199235号公報には、熱延板を 650 〜 900°Cの範囲で 1〜 30時間時効処理をする方法が開示されている。これは、 Nb析出物を冷延前に析出させることで再結晶を促進させる技術思想であるが、この方法でも十分な加工性が得られない場合があったり、生産性が著しく落ちる課題があった。一般的に熱延鋼板はコィル状に卷かれ、次工程に供されるが、コィル状態.で時効処理を施した場合にコイルの長手方向（最外卷き部と最内卷き部）で組織および製品化した際の加工性が著しくことなり、ばらつきが大きくなることが判明した。 ' 発明の開示

本発明は、既知技術の問題点を解決し、成形性に優れたフライト系ステンレス鋼板を提供することにある。

上記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の成形性に関して、成分および製造過程における組.織、析出物についての詳細研究を行い、以下に記載する発明を完成した。上記課題を解決する本発明の要旨は次のとおりである。

( 1 ) 質量⁰ /oで、 C ： 0.001〜0- 010%； Si ： 0.01〜0.3%、 Mn： 0 .01〜0.3%、 P ： 0.01-0.04%, N ： 0.001— 0.020%, Cr： 10〜20 %、 Nb : 0.3〜1.0%、 Mo ： 0.5〜2.0 %を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物より成るフェライト系ステンレス銅板において、総析出物が質量％にて 0.05〜0·60%以下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⁰ /οで、さらに、 Ti ： 0.05〜Ο.20%、 A1 ： 0.005〜0.100 %、 B ： 0.0003〜0.0050%の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする（ 1 ) 記載の成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。

( 3 ) 質量⁰ /₀で、さらに、 Cu : 0.2〜3- 0%、 W : 0.01〜： 1.0%、 S n： 0,01〜1.0%の 1種または 2種以上を有することを特徴とする

( 1 ) または（ 2 ) 記載の成形性に優れるフヱライト系ステンレス鋼板。

( 4 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項こ記載の成分組成を有する冷間圧延素材を Nb系析出物が体積％にて O.15%以上 0.6%以下、かつ直径が Ο.ΐμ ΐη以上 1 /z m以下となるう製造し、続いて冷間圧延、 1010〜1080°Cで焼鈍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を製造する方法。

( 5 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間圧延素材を再結晶粒径が 1 μ m以上 40μ m以下、かつ再結晶率が 10〜90%になるように製造し、続いて冷間圧延、 1010〜1080°Cで焼鈍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を製造する方法。

( 6 ) ( 1 ) 〜（ 3 ) のいずれかの項こ記載の成分組成を有する冷間圧延素材を Nb系折出物が体積％にて O.15%以上 0.6%以下、かつ直径が Ο.ΐμ πι以上 1 m以下、かつ結晶粒径が 1 m以上 40 μ πι以下、かつ再結晶率が 10〜90%になるように製造し、続いて冷間圧延、 1010〜1080°Cで焼鈍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を製造する法。図面の簡単な説明

図 1 は、製品板の析出量と伸びの関係を示した図である。

図 2は、 700〜950°Cに加熱した際に析出する Nb系析出物量と製品板の r値の関係を示す図である。

図 3は、冷延素材の Nb系析出物直径と製品板の r値の関係を示す図である。

図 4は、冷延素材の再結晶粒径、再結晶率と r値、 Δ ι:値の関係を示す図である。発明を実施するための最良の実施形態

以下に本発明の限定理由について説明する。

Crは、耐食性の観点から 10 %以上の添加が必要であるが、 20 %超の添加は靱性劣化により製造性が悪くなる他、材質も劣化する。よつて、 Crの範囲は 10〜20 %とした。更に、耐酸化性と高温強度の確保という観点では 13〜： 19 %が望ましい。

Nbは、固溶強化および析出強化の翻点から、高温強度を向上のために必要な元素である。また、 Cや Nを炭窒化物として固定し、製品板の耐食性や r値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役害 ίもある。その作用は、 0. 3 %以上で発現するため、下限を 0. 3 %とした。また、本発明では冷延前の Nb系析出物（Nb炭窒化物や Fe， Cr ， Nb , Moを主成分とする金属間化合物であるラーフェス相）を制御して加工性を向上させるものであり、そのためには C， N .を固定する以上の添加 Nb量が必要であるが、その効果は 1. 0 %で飽和するため上限を 1. 0 %とした。更に、製造コストゃ製造性を考慮すると 0. 3 5〜0. 55 %が望ましい。 ·

Moは、耐食性を向上させるとともに、高温酸化を抑制するために耐熱鋼として必要な元素である。また、ラーフェス相生成元素でもあり、これを制御して加工性を向上させるためには 0.5%以上が必要である。これは、 0.5%未満であると、再結晶集合組織.を発達させるために必要なラーフェス相が析せず、製品板の再結晶集合組織が発達しないためである。また、 Moの固溶による高温強度確保を考慮すると、 Moの下限を 0.5%とした。但し、過度な添加は靭性劣化や伸びの低下をもたらすために、 _H限を 2.0%とした。更に、製造コストゃ製造性を考慮すると 1.0〜： 1.8%が望ましい。

Cは、成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限を 0.010%とした。ィ旦し、過度の低減は精鍊コストの増加に繋がるため、下限を 0.001 %とした。更に、製造コストと耐食性を考慮すると 0.002〜0.005½が望ましい。

Siは、脱酸元素として添加される湯合がある他、耐酸化性の向上をもたらすが、固溶強化元素であるめ、材質上その含有量は少ないほど良い。また、 Siの添加はラーフヱス相生成を促進する作用がある。過度に添加するとラーフヱス ί目生成量が多くなるが、微細析出して r値の低下をもたらすため、適度な添加が有効である。本発明では製造工程におけるラーフェス ί目析出量およびサイズを考慮して、上限を 0.3%とした。一方、耐酸化性確保のため、下限を 0.01 %とした。但'し、過度の低減は精鍊コストの増加に繋がるため、下限は 0.05%が望ましい。更に、材質を考慮すると上限は 0.25%が望ましい。

Μη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ので、 .上限を 0.3%とした。一方、スケール密着性確保のため、下限を 0.01%とした。但し、過度の低減は精鍊コストの増加に繋がるため、下限は 0.10%が望ましい。更に、材質を考慮すると上限は 0.25%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ため、上限は 0. 04%が望 ¾ しい。但し、過度の低減は精鍊コストの増加に繋がるため、下限 0. 01 %が望ましい。更に、製造コストと耐食性を考盧すると 0. 015〜0. 025 %がさらに望ましい。

Nは、 Cと同様に成形性と耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良いため、上限は 0. 020%とした。但し、過度の低下は精鍊コストの増加に繋がるため、下限を 0. 001 %とした。更に、製造コストと加工性及び耐食性を考慮すると 0. 004〜0. 010 %が望ましい。

Tiは、 C， N， S と結合して耐食性、耐界腐食性、深絞り性を向上させるために必要に応じて添加する元秦である。 C， N固定作用は 0. 05%から発現するため、下限を 0. 05 %>とした。また、 Nbと複合添加することにより、長時間高温に曝さた中での高温.強度を向上させ、耐酸化性ならびに耐熱疲労性の向 i ^にも寄与する。但し、過度な添加は、製鋼過程の製造性ゃ冷延工程での疵の発生をもたらしたり、固溶 Tiの増加により材質が劣化するため、上限を 0. 20%とした。更に、製造コストなどを考慮すると、 0. 07〜0. 15%が望ましレ、。

— A1は、脱酸.元素として添加される場合がり、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、 0. 100%を超える添加は、伸びの低下、溶接性および表面 ¾質の劣化、耐酸化性の劣化などをもたらすため、上限'を 0. 10%とした。更に、精鍊コストを考慮する 0. 01〜 08%が望ましい。

Bは、粒界に偏析することで製品の 2次カロェ性を向上させる元素である。この作用が発現するのは、 0. 0003 °/οからであるため、下限を 0. 0003 %とした。但し、過度な添加は加： C性、耐食性の低下をもたらすため、上限を 0. 0050 %とした。更に、コストを考慮すると、 0.0005〜0.0010%が望ましい。

Cu, Wおよび Snは、更に高温強度安定化のめに用途に応じて添加すれば良く、 Cuは 0.2%以上、 W, Snは 0.01 以上添加すると高温強度への寄与が発現する。一方、 Cuは 3.0%超、 W, Snは 1.0%超添加すると延性が著しく劣化する他、表面疵発生が生じる。更に、製造コストや製造性を考慮すると、 Cuは 0.5〜2.0%、 W, Snは 0. 1〜0.5%が望ましい。

本'発明の様に耐熱用途で使用される鋼は、金添加量が比較的多いため、総析出物が一般鋼よりも多く生成する。本発明では、製品板の総析出物含有量がプレス成形性に大きく景響を与え、質量％にて 0.60%以下とすることが有効であることを見出した。図 1 に製品板の析出量と伸びの関係を示す。ここで、析 ¾量は 10%ァセチルァセトン + 1 %テトラメチルアンモニゥムクロティド +メタノールを用いて電解して総析出物を抽出し、総析出物質量％を求めた量である。伸びは、 JISZ2241に従い、圧延方向に弓 Γ張試験を行った時の破断伸びである。これより、析出量が 0.5%以の場合 35%以上の伸びが得られており、耐熱鋼板のプレス加： I において要求される延性が得られる。製品板の総析出量は、成分と製造過程の熱処理温が影響する _b 本発明の鋼成分範囲において、冷延板焼鈍温度を 1010°C以上とすれば良いが、過度な高温焼鈍結晶粒径の粗大化に伴いプレス加工時に肌荒れや肌荒れ部からの疲断をもたらすため、

108Q°C以下が良い。析出量の下限は低い程伸が向上する.が、過度に低いと高温特性の劣化をもたらすため、下は 0.05%とした。望ましくは、 0.10〜 0.50%である。 - 次に製造工程における冷延素材組織について説明する。

本発明品の主な使用用途である耐熱部材の翻には高温特性に優れていることが要求されるため、 Cr, Nb, Moが添加される。これら元素の範囲については先述のとおりとするが、これらが添加された鋼は、製造工程および使用中において Nb系析出物（主に] b炭窒化物や Nb， Mo, Crを含有するラーフェス相と呼ばれる金属間ィ匕合物）が析出する。この析出物は 950°C以下で析出するが、本発 3月においてはこの析出量が製品板の加工性に及ぼす影響を丹念に調查した。図 3 に冷延素材を 700〜950°Cに加熱した際の Nb系析出物の析出量（質量 %) と製品板の r値の関係を示す。ここで、析出量は抽出残渣分析により析出している Nb量を求めた。また、平均 r値の評価は、冷延焼鈍板から JIS13号 B引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と 4 5° 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) /In ( t。ノ t )' … （ 1 ) 式

ここで、 W。は引張前の板幅、 Wは引張後の板幅、 t 。は引張前の板厚、 t は引張後の板厚である。

平均 1：値= ( r 0 + 2 r ₄₅ + r ₉₀) / 4 - ( 2 ) 式

こで、 r。は圧延方向の r値、 r ₄₅は圧延方向と 45° 方向の r 値、. r ₉。は圧延方向と直角方向の r値である。図 2 より、 Nb系析出物が 0.15%以上析出した場合に r値が 1.4以上となる。該鋼の様な耐熱鋼板に期待される r値は 1.4以上あれば良いため、上記を発明範囲とした。また Nb析出物を 0.6%超にしても r値の劲果は飽和し、かつ材料の靭性を損なうので上限を 0.6%とした。望ましい範囲は 0.2から 0.6%である。

本発明では、 Nb系析出量のみならず、析出物の大きさが r値に重要であることを見出した。即ち、 Nb析出量が多くてもそ-れが微細に析出した場合は、冷延板焼鈍時の再結晶 · 粒成長過程で母相の再結晶 · 粒成長を阻害するため、 r値は向上しない。図 3 に冷延素材に存在する析出物直径と製品板の r値の関係を示す。ここで、析出物直径とは、製品板の析出物について電子顕微鏡にて観察して形状を測定した後、円相当直径に換算したものである。 1O0個以上の析出物の円相当直径を求め、平均値を析出物径とした。これより、冷延素材に存在する析出物直径が 0.1 μ m以上の場合に、 r値が 1.4以上になっている。しかし 1 μ mを超えると効果が飽禾口し、かつ材料の靭性を損なうため、好ましい範囲は、 Ο.ΐμ πι以上 1 m以下である。さらに望ましい範囲は、 0.2μ πι以上、 0.6 μ in以下がよい。上述した様に、冷延素材は完全再結晶した素材力用いられ、そのために熱延および焼鈍条件が決定される。しかしがら、完全再結晶組織を得ても再結晶粒径が粗大であれば、期待 ~る r値は得られにくい場合があることが判明した。また、該鋼が街用される耐熱部材の加工においては、 r値のみならず r値の異方†生が小さいことが要求される場合がある。 r値の異方性は△ rで定義ざれ、この値が大きいと加工品の形状が悪くなり、歩留まり低下等をもたらすため、該部品では△ rで 0.4以下が要求される特性である。即ち、該加ェに対しては、高 r値—低 Δ rが要汆され、本発 0月では従来とは異なる冷延素材組織が極めて有効であることを見出した。図 4に冷延素材の再結晶粒径、再結晶率と製品板の r値、 Δ ιτ 値の関係を示す。 'これより、好ましい再結晶粒径範囲は 1 111以 40 111以下であれば、 r値が 1.4以上となり、更に再結晶率が 90%以下の場合に Δ r値が 0.4以下となることがわかる。尚、値は（ 3 ) 式を用いて求めた。 .

Δ r値 = ( r。十 r ₉。） / 4— 2 r ₄₅… ( 3 ) 式

これは、冷延前組織を細粒化すると冷延中に粒界ゝら変形帯が導入され易くなり、冷延板焼鈍時に r値を向上させる再結晶集合組織が形成され易くなると考えられる _ώ また、冷延前組織の再結晶率が 90%以下の場合、熱延組織に起因した未再結晶組織部の方位が異方性低減に優位に作用する。再結晶率が過度に低いと製品の伸びの低下をもたらすため、望ましい再結晶率は 10〜90%とした。，実施例

表 1、表 3に示す成分組成の鋼を溶製しスラブに铸し、スラブを熱間圧延して 5 mm厚の熱延コイルとした。その後、一部の熱延コィルは熱延板焼鈍 '酸洗を施し、一部の熱延コイルは酸洗処理のみを施した後、 2 mm厚まで冷間圧延し、連続焼鈍一酸洗を施して製品板とした。冷延板の焼鈍温度は、 1010〜1080°Cで 30〜120秒の保定後空冷とした。このようにして得られた製品板から、試験片を採取し、先述した方法で r値と△ r値を測定した。また、引張試験（JI S13号 B ) により圧延方向の常温伸び'を測定した。更に、 950°Cにおける高温強度（耐力）を測定した。耐熱鋼においては、常渾伸びは 35%以上、高温強度は 20MPa以上あれば、厳しいプレス加工および耐久性が満足される。

表 2、表 4から明らかなように、本発明で規定する咸分組成を有する鋼を本方法にて製造した場合、比較例に比べて平均 r値、常温伸びが高く、厶 rが低くなつており、加工性に優れて、ることがわか'る。また、高温強度についても上記範囲を満足してヽる。ここで、冷延素材の Nb系析出物量、大きさ、再結晶粒径およひ'再結晶率については、鋼成分に応じて熱延板焼鈍条件を変化させて調整した。鋼成分によっては、熱延板焼鈍を施さなくても本発明載囲に入る場合がある。およびまた、 Cu, W， Snを添加すると高温弓虽度がより高くなり、耐熱部品の疲労寿命延長につながる。

なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すれば哀く、熱延板焼鈍条件は冷延前の析出物および組織形態は本範囲に _ る条件を適宜選択すれば良く、成分によっては熱延板焼鈍を省略しても構わない。また、冷間圧延においては、圧下率、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 2回冷延法を採用すれば、更に特性は向上する。中間焼鈍と最終焼鈍は、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。

Zl

0Zdf/X3d .90860/S00Z OAV 表 2

冷延板焼熱延板焼鈍条件冷延素材の冷延素材の冷延素材の冷延素材の製品板の製品板の製品板の製品板の

鈍温度 Nb析出量 Nb系析出物再結晶粒径再結晶率伸び高温強度温度。 C "直 Δ r値

No. °C 時間秒 (体積％) 直径 μ m μ m % % MPa

1 1050 950 60 0.32 0.20 16 16 1.5 0.1 35 21

2 1075 930 60 0.19 0.16 38 85 1.6 0.3 36 22

3 1050 900 50 0.23 0.15 32 89 1.6 0.3 37 21

4 1050 850 130 0.29 0.25 36 85 1.7 0.2 38 20

5 1030 無し無し 0.38 0.16 23 30 1.6 0.2 38 22

6 1075 940 70 0.54 0.34 38 75 1.4 0.3 35 24

7 1075 850 3600 0.51 0.22 31 46 1.5 0.2 35 25

8 1010 830 36000 0.38 0.12 40 ' 79 1.6 0.2 39 25

9 . 1010 無し無し 0.23 0.11 16 53 1.5 0.1 40 22

10 1030 800 9000 0.41 0.60 32 31 1.4 0.2 36 24

11 1070 900 120 0.46 0.25 28 56 1.6 0.2 38 25

12 1070 950 60 0.55 0.19 25 76 1.5 0.3 35 26

13 1070 750 36000 0.59 0.43 19 74 1.7 0.1 35 26

14 1070 950 60 0.43 0.34 37 85 1.5 0.4 35 . 27

15 1070 810 30 0.51 0.53 32 64 1.6 0.3 38 26

16 1070 750 3600 0.58 0.54 33 54 1.5 0.3 37 29

表 3

*本発明から外れているもの

表 4

*本発明から外れているもの

産業上の利用可能性

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必要とせず、効率的に提供することができる。

Claims

1 . 貧量％で、 C ： 0.001〜0.010%、 Si : 0.01〜0.3%、 Mn： 0.0 1~0.3%, P : 0.01〜0.04%、 N ： 0.001—0.020%, Cr： 10〜20% 、 Nb： 0.3〜： 1.0%、 Mo ： 0.5〜2.0%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物より成るフェ二ライト系ステンレス鋼板において、総析出物が質量％にて 0.05〜0.60%以下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。

の

2. 質量⁰ /₀で、さらに、 Ti ： 0.05〜0.20⁰/o、 A1 ： 0.005〜0.100% 、 Β ： 0.0003〜0.0050%の 1種または 2種上を含有することを特困

徴とする請求項 1記載の成形性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。 -

3. 質量⁰ /₀で、さらに、 Cu : 0.2〜3.0%、 W : 0.01〜1.0%、 Sn

: 0.01〜： L0%の 1種または 2種以上を含有することを特徼とする請求項 1または 2記載の成形性に優れるフエラィト系ステンレス鋼板。

4. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間圧延素材を Nb系析出物が体積％にて 0.15% 上 0.6%以下、かつ直 ίΐが O.l/z m以上 1 μ πι以下となるよう製造し、続いて冷間圧延、 1 010〜1080°Cで焼鈍することを特徴とする虎形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。

5. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間圧延素材を再結晶粒径が 1 μ m以上 40/z m ^下、かつ再結晶率が 10 〜90%になるように製造し、続いて冷間圧诞、 1010〜1Q80°Cで焼鈍することを特徴とする成形性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法。

6. 請求項 1〜 3のいずれかの項に記載の成分組成を有する冷間圧延素材を Nb系析出物が体積％にて 0.15%以 _b0.6%以下、かつ直径が 0.1 μ m以上 1 μ m以下、かつ再結晶粒径が 1 μ m以,上 40 μ m 以下、かつ再結晶率が 10〜90%になるように製造し、続いて冷間圧延、 1010〜1080°Cで焼鈍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。