CN111954724B

CN111954724B - 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件

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Publication number: CN111954724B
Application number: CN201980024100.9A
Authority: CN
Inventors: 西村航; 井上宜治; 滨田纯一
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2018-03-30
Filing date: 2019-03-29
Publication date: 2021-12-24
Anticipated expiration: 2039-03-29
Also published as: KR20200135532A; JP6986135B2; PL3778964T3; ES2927592T3; JPWO2019189872A1; KR102463485B1; MX2020010123A; EP3778964A4; CN111954724A; EP3778964B1; US11643699B2; US20210032718A1; EP3778964A1; WO2019189872A1

Abstract

一种铁素体系不锈钢钢板，其化学组成以质量％计为C：0.001～0.020％、Si：0.02～1.50％、Mn：0.02～1.50％、P：0.01～0.05％、S：0.0001～0.01％、Cr：10.0～25.0％、Ti：0.01～0.30％、N：0.001～0.030％、任选元素、以及余量：Fe和不可避免的杂质，所述铁素体系不锈钢钢板的晶体粒度编号为6以上，且基于X射线衍射的铁素体相的晶体取向强度满足[A+B≥12.0/t]、[X+Y≥12.0/(t‑0.3)]和[(X+Y)‑(A+B)≤5.0]，板厚为1.0mm以上。其中，在上述式中，t：表示板厚(mm)、A：表示板厚中心部的{111}<112>晶体取向强度、B：表示板厚1/4部的{111}<112>晶体取向强度、X：表示板厚中心部的{322}<236>晶体取向强度、Y：表示板厚1/4部的{322}<236>晶体取向强度。

Description

铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件

技术领域

本发明涉及铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件。

背景技术

铁素体系不锈钢钢板在家电制品、厨房设备、电子设备等广大领域中使用。并且，近年来作为在汽车、摩托车的排气管、燃料罐和管道用途中使用的坯料，研究了不锈钢钢板的应用。

要求上述排气系统部件在排气环境和燃料环境中具有耐蚀性和耐热性。此外，上述部件在由钢板进行压制加工或者将钢板造管成规定尺寸(直径)的钢管后，成形为目标形状。因此，对于部件所使用的坯料钢板要求高加工性。

并且，近年来应对环境管控和轻量化，部件构成变得复杂，部件的形状自身也随之复杂化。对于排气系统部件而言，自不用说要求上述耐蚀性、耐热性之类的材料特性，成本也备受重视。此外，从降低部件自身成本的观点出发，对于部件成形时的成形工序和焊接工序而言，研究了各种降低工序数量的措施。作为其中的一例，可列举出部件的一体成型加工。在现有方法中，使用将钢板或钢管成形加工后再与其它部件进行焊接接合的方法。

另一方面，一体成型加工是指：对于以往利用焊接进行了接合的部位，通过对钢板或钢管组合多种加工(深拉、胀形、弯曲、扩管等)来进行一体成型。通过利用一体成型加工来制造部件，能够省略焊接工序，能够降低成本。另一方面，对于上述部件所使用的不锈钢钢板要求更高的加工性。

然而，对于上述排气系统部件用的不锈钢钢板要求各种加工性。例如，对于压制加工而言，深拉性和扩孔性之类的加工性成为重要特性。此外，如上所述对于一体成型加工而言，有时也要求弯曲、胀形、扩管性。

在不锈钢钢板之中，铁素体系不锈钢钢板与奥氏体系不锈钢钢板相比成本低。因此，从成本方面考虑，可以说其适合于上述部件所使用的钢板。然而，铁素体系不锈钢钢板的成形性差，因此，用途和部件形状有时受限。从这种理由出发，将铁素体系不锈钢钢板用作上述部件时，其使用部位等有时受限。

出于上述那样的原委，针对排气系统部件用的耐热铁素体系不锈钢钢板，为了解决与其加工性有关的问题而进行了各种改进。

专利文献1中公开了通过控制热轧后的退火温度和时间等条件来提高加工性的钢板及其制造方法。并且公开了平均r值为1.2以上的钢板。上述钢板的制造方法通过在热轧钢板的退火工序中进行钢板的组织控制来控制钢板的晶体取向。其结果，能够获得具有高加工性的钢板。

专利文献2中公开了省略热轧钢板的退火而提高了加工性的钢板及其制造方法。并且，专利文献2公开了平均r值为1.3左右且板厚为0.7mm的钢板。上述钢的制造方法在热轧工序中的精轧时，控制压下率、辊与钢板的摩擦系数以及精轧机出口侧温度。进而省略了热轧板退火。由此，能够减少工序数量，获得具有更高加工性的钢板。

专利文献3中公开了通过控制热轧条件并实施两个阶段的冷轧和退火而提高了加工性的钢板及其制造方法。并且，公开了平均r值最大为2.3左右且板厚为0.8mm的钢板。

此外，上述钢的制造方法中，控制热轧的粗轧和精轧时的温度和压下率，将中间冷轧与650～900℃下的中间退火加以组合。由此，控制精冷轧前的组织，获得高加工性钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-105347号公报

专利文献2：日本特开2000-265215号公报

专利文献3：日本特开2003-138349号公报

发明内容

发明要解决的问题

在加工性之中，深拉性以兰克福德值(以下记作“r值”)作为其指标，通过控制晶体取向来提高该特性。对于r值的提高而言，有效的是：通过在轧制时提高压下率，使退火温度高温化，从而使轧制面与{111}面达到平行的重结晶晶粒(以下也称为“{111}晶粒”)在钢板的整个板厚上成长。

对于在消声器等排气系统部件中使用的坯料而言，板厚有时达到1.0mm以上。上述那样的板厚1.0mm以上的钢板的压下率必然变小。因此，可以想到如下的情况：仅通过提高轧制时的压下率，不能充分形成对于提高深拉性而言有效的{111}晶粒，织构并未成长。

对于专利文献1～3的钢种而言，可以想到如下情况：在添加Nb且板厚较厚的情况下，因使Nb的重结晶延迟的效果而导致{111}晶粒未充分成长。

具体而言，在专利文献1的制造工序中，若进行热轧板退火则热轧时的加工形变消失。因此，认为成为重结晶驱动力的位错总量减少，{111}晶粒未充分成长。并且，工序数量的增加会使生产率大幅降低。

专利文献2中公开的钢板设想的是厚度1.0mm以下的薄钢板。此外，认为即便使用专利文献2中记载的制造方法，在板厚为1.0mm以上的钢板的情况下，r值也不充分。并且，专利文献3中认为：在本申请所设想的板厚超过1.0mm的钢板的情况下，即使进行两个阶段的冷轧和退火，总轧制率也不足，{111}晶粒未充分成长。并且，工序数量的增加会使生产率大幅降低。

此外，如专利文献1或3那样，实施热轧板退火、中间退火和/或热处理而使制造过程中的钢板组织发生重结晶有时会加剧晶体取向的随机化。若将这些钢板进行冷轧和退火，则会增大钢板的面内各向异性(Δr)，在扩孔加工等钢板成形时，有时导致破损之类的不良情况。

本发明的目的是解决上述问题点，提供加工性、尤其是深拉性优异的板厚1.0mm以上的排气部件用铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气系统部件用铁素体系不锈钢构件。

用于解决问题的方案

本发明是为了解决上述课题而进行的，其主旨是下述铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气系统部件用铁素体系不锈钢构件。

(1)一种铁素体系不锈钢钢板，其化学组成以质量％计为

C：0.001～0.020％、

Si：0.02～1.50％、

Mn：0.02～1.50％、

P：0.01～0.05％、

S：0.0001～0.01％、

Cr：10.0～25.0％、

Ti：0.01～0.30％、

N：0.001～0.030％、

Nb：0以上且小于0.10％、

Sn：0～0.500％、

Mg：0～0.0100％、

B：0～0.0050％、

V：0～1.0％、

Mo：0～3.0％、

W：0～3.0％、

Al：0～0.5％、

Cu：0～2.0％、

Zr：0～0.30％、

Co：0～0.50％、

Sb：0～0.50％、

REM：0～0.05％、

Ni：0～2.0％、

Ca：0～0.0030％、

Ta：0～0.10％、

Ga：0～0.1％、

余量：Fe和不可避免的杂质，

所述铁素体系不锈钢钢板的晶体粒度编号为6.0以上，

且基于X射线衍射的铁素体相的晶体取向强度满足下述(i)式、(ii)式和(iii)式，

板厚为1.0mm以上，

A+B≥12.0/t···(i)

X+Y≥12.0/(t-0.3)···(ii)

(X+Y)-(A+B)≤5.0···(iii)

其中，上述式中的各符号如下定义：

t：板厚(mm)

A：板厚中心部的{111}<112>晶体取向强度

B：板厚1/4部的{111}<112>晶体取向强度

X：板厚中心部的{322}<236>晶体取向强度

Y：板厚1/4部的{322}<236>晶体取向强度。

(2)根据上述(1)所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，通过下述(iv)式算出的平均r值和最小r值满足下述(v)式和(vi)式。

r_m＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4···(iv)

r_m≥2.0/t···(v)

r_min≥2.0/(t+0.3)···(vi)

其中，上述式中的各符号如下定义。

r_m：平均r值

r_min：最小r值

t：板厚(mm)

r₀：轧制方向的r值

r₄₅：相对于轧制方向为45°方向的r值

r₉₀：相对于轧制方向为90°方向的r值

(3)根据上述(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，前述化学组成以质量％计含有Nb：超过0.005％且小于0.10％。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，前述化学组成以质量％计含有选自

Sn：0.01～0.500％、

Mg：0.0002～0.0100％、

B：0.0002～0.0050％、

V：0.05～1.0％、

Mo：0.2～3.0％、和

W：0.1～3.0％、

中的1种以上。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，前述化学组成以质量％计含有选自

Al：0.003～0.5％、

Cu：0.1～2.0％、

Zr：0.05～0.30％、

Co：0.05～0.50％、

Sb：0.01～0.50％、和

REM：0.001～0.05％、

中的1种以上。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，前述化学组成以质量％计含有选自

Ni：0.1～2.0％、

Ca：0.0001～0.0030％、

Ta：0.01～0.10％、和

Ga：0.0002～0.1％、

中的1种以上。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气系统部件。

(8)一种汽车或摩托车的排气系统部件用铁素体系不锈钢构件，其使用上述(1)～(6)中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板。

(9)一种铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其依次实施下述工序：

(a)将具有上述(1)～(6)中任一项所述的化学组成的板坯加热，对前述板坯进行热轧而制成热轧钢板的工序；

(b)不对前述热轧钢板实施退火地将前述热轧钢板酸洗而制成酸洗钢板的热轧钢板酸洗工序；

(c)使用具有直径为400mm以上的辊径的轧制机，以60％以上的压下率对前述酸洗钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；以及

(d)将前述冷轧钢板以满足下述(vii)式的退火温度Tf(℃)进行退火的工序，

前述(d)的工序中，关于到达前述退火温度Tf(℃)为止的平均加热速度，在从升温开始温度起至通过下述(viii)式算出的重结晶开始温度Ts(℃)为止的温度范围内为15℃/s以上，

在从前述重结晶开始温度Ts(℃)起至前述退火温度Tf(℃)为止的温度范围内为10℃/s以下。

800≤Tf(℃)≤950···(vii)

Ts(℃)＝700+(1-X/100)×130···(viii)

其中，上述式中的各符号如下定义。

X：冷轧的压下率(％)

发明的效果

根据本发明，可提供加工性、尤其是深拉性优异的板厚1.0mm以上的排气部件用铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及排气部件用铁素体系不锈钢构件。

附图说明

图1是表示钢板的板厚与平均r值的关系的图。

图2是表示钢板的板厚与最小r值的关系的图。

具体实施方式

为了解决上述课题，本发明人等关于铁素体系不锈钢钢板的加工性，针对组成、制造过程中的组织和晶体取向形成进行了详细研究。其结果，获得以下所示的(A)和(B)的见解。

(A)对于板厚1.0mm以上的耐热铁素体系不锈钢钢板而言，为了获得目标的平均r值，需要适当控制钢板的成分和各制造工序中的制造条件，使特定取向的织构成长。

(B)作为具体的取向，若{111}<112>取向的织构成长，则相对于轧制方向，各方向的r值(r₀、r₄₅、r₉₀)、尤其是r₀和r₉₀的值提高，能够获得高的平均r值。此外，在上述取向的基础上，{322}<236>取向的织构成长时，r₀降低，另一方面，r₄₅和r₉₀的值提高。尤其是，使{322}<236>取向的织构成长时，会提高单纯使{111}成长时难以提高的r₄₅，故而有效。

本发明是基于上述见解而进行的。以下，针对本发明的各要素进行详细说明。

1.化学组成

各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在下述说明中，针对含量的“％”是指“质量％”。

C：0.001～0.020％

C会使韧性、耐蚀性和耐氧化性劣化，且固溶在母相中的C会阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长。因此，C含量少时较佳，C含量设为0.020％以下。然而，C的过度降低会导致精炼成本增加，因此，C含量设为0.001％以上。进而，若考虑到制造成本和耐蚀性，则C含量优选为0.002％以上，优选为0.010％以下。

Si：0.02～1.50％

Si是脱氧元素，且是使耐氧化性和高温强度提高的元素。此外，通过含有Si，钢中的氧量降低，{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构容易成长。因此，Si含量设为0.02％以上。另一方面，通过含有超过1.50％的Si，钢板显著硬质化，在钢管加工时，弯曲性劣化。

因此，Si含量设为1.50％以下。需要说明的是，为了使上述织构显著成长，Si含量优选超过0.30％，更优选为0.80％以上。并且，若考虑到钢板制造时的韧性和酸洗性，Si含量优选为1.20％以下。此外，Si含量更优选为1.00％以下。

Mn：0.02～1.50％

Mn在高温下形成MnCr₂O₄或MnO，使氧化皮密合性提高。因此，Mn含量设为0.02％以上。另一方面，若含有超过1.50％的Mn，则氧化物量增加，容易发生异常氧化。此外，Mn与S生成化合物，阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长。因此，Mn含量设为1.50％以下。此外，若考虑到钢板制造时的韧性和酸洗性，则Mn含量优选为1.00％以下。进而，若考虑到由钢管焊接部的氧化物引起的扁平裂纹(flat cracks)，则Mn含量更优选为0.30％以下。

P：0.01～0.05％

P与Si同为固溶强化元素，因此，从材质和韧性的观点出发，其含量较少为好。此外，固溶在母相中的P会阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长，因此，P含量设为0.05％以下。

另一方面，P的过度降低会导致精炼成本的增加，因此，P含量设为0.01％以上。进而，若考虑到制造成本和耐氧化性，则P含量优选为0.015％以上，优选为0.03％以下。

S：0.0001～0.01％

从材质、耐蚀性和耐氧化性的观点出发，S较少为好。尤其是，过度含有S时，会与Ti或Mn生成化合物，在钢管弯曲时，会因夹杂物而产生裂纹。并且，这些化合物的存在会阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长。

因此，S含量设为0.01％以下。另一方面，S的过度降低会导致精炼成本的增加，因此，S含量设为0.0001％以上。进而，若考虑到制造成本和耐蚀性，则S含量优选为0.0005％以上，优选为0.0050％以下。

Cr：10.0～25.0％

Cr是对于确保在排气部件中最重要的特性、即高温强度和耐氧化性而言必需的元素。因此，Cr含量设为10.0％以上。另一方面，若含有超过25.0％的Cr，则韧性劣化，制造性变差，此外，尤其是发生钢管焊接部的脆性裂纹或弯曲性不良。

并且，过度的固溶Cr会阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长。因此，Cr含量设为25.0％以下。此外，从钢板制造时的热轧板的韧性的观点出发，Cr含量优选为10.0％以上，更优选为20.0％以下，进一步优选为18.0％以下。进而，从制造成本的观点出发，Cr含量优选小于14.0％。

Ti：0.01～0.30％

Ti具有与C、N和S键合而提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性、深拉性的效果。此外，Ti的氮化物在板坯铸造时成为核，因而使等轴晶率增大，使制品板的{111}取向的织构成长，促进r值的提高。

Ti的固定C和N的作用在0.01％以上时得以表现。因此，Ti含量设为0.01％以上。然而，若含有超过0.30％的Ti，则因固溶Ti而导致钢板硬质化，此外，韧性劣化。因此，Ti含量设为0.30％以下。进而，若考虑到制造成本等，则Ti含量优选为0.05％以上，优选为0.25％以下。

N：0.001～0.030％

N与C同样地使低温韧性、加工性和耐氧化性劣化。并且，固溶在母相中的N会阻碍{111}<112>取向和{322}<236>取向的织构的成长，因此，其含量较少为好。因此，N含量设为0.030％以下。另一方面，N的过度降低会导致精炼成本的增加。因此，N含量设为0.001％以上。进而，若考虑到制造成本和韧性，则N含量优选为0.005％以上，优选为0.020％以下。

本发明中，除了含有上述的各成分之外，也可以根据需要含有下述A组、B组、C组、D组成分中的1组以上。A组元素是使耐蚀性、加工性提高的元素。分类为B组的元素是对{111}取向的织构造成影响的元素。此外，分类为C组的元素是使高温强度、耐氧化性等高温特性提高的元素。并且，分类为D组的元素是使韧性、耐蚀性等提高的元素。

A组元素

Nb：0以上且小于0.10％

Nb与Ti同样地与C、N和S键合而使耐蚀性、耐晶界腐蚀性和深拉性提高。此外，在高温区域中的固溶强化能力和析出强化能力高，因此，使高温强度和热疲劳特性提高。因此，可根据需要来含有。然而，Nb的过度含有会使重结晶的进行显著延迟，阻碍{111}的成长。因此，Nb含量设为小于0.10％。此外，若考虑到对重结晶造成的影响，则Nb含量优选为0.05％以下。另一方面，为了获得上述效果，Nb含量优选超过0.005％。

B组元素

Sn：0～0.500％

Sn在板坯铸造时会引发组成的过度冷却，使等轴晶率增大。由此，使制品板的{111}取向的织构成长，促进r值和钢管的扩管性提高。因此，可根据需要来含有。然而，含有超过0.500％的Sn时会发生过度的偏析，钢管焊接部的低温韧性降低。因此，Sn含量设为0.500％以下。进而，若考虑到高温特性、制造成本和韧性，则Sn含量优选为0.300％以下。另一方面，为了获得上述效果，Sn含量优选为0.01％以上。

Mg：0～0.0100％

Mg在钢水中与Al同样地形成Mg氧化物，作为脱氧剂而发挥作用。并且，Mg微细地结晶的Mg氧化物成为核而使板坯的等轴晶率增大，在其后的工序中，促进Nb和Ti系微细析出物的析出。具体而言，在热轧工序中，若微细地析出前述析出物，则在热轧工序和后续的热轧板的退火工序中，形成重结晶晶核。其结果，能够获得非常微细的重结晶组织。该重结晶组织有助于{111}取向的织构的成长，且也有助于韧性的提高。因此，可根据需要来含有。

然而，Mg的过度含有会导致耐氧化性的劣化和焊接性的降低等。因此，Mg含量设为0.0100％以下。另一方面，为了获得上述效果，Mg含量优选为0.0002％以上。进而，若考虑到精炼成本，则Mg含量更优选为0.0003％以上，优选为0.0020％以下。

B：0～0.0050％

B具有通过向晶界偏析而使晶界强度、二次加工性、低温韧性和中温区域的高温强度提高的效果。因此，可根据需要来含有。然而，含有超过0.0050％的B时，会生成Cr₂B等B化合物，使晶界腐蚀性和疲劳特性劣化。并且，会阻碍{111}取向的织构的成长，导致r值的降低。因此，B含量设为0.0050％以下。另一方面，为了获得上述效果，B含量优选为0.0002％以上。进而，若考虑到焊接性和制造性，则B含量优选为0.0003％以上，优选为0.0010％以下。

V：0～1.0％

V与C或N键合而提高耐蚀性和耐热性。因此，可根据需要来含有。然而，含有超过1.0％的V时，会生成粗大的碳氮化物，韧性降低，进而，阻碍{111}取向的织构的成长。因此，V含量设为1.0％以下。并且，若考虑到制造成本和制造性，则V含量优选为0.2％以下。另一方面，为了获得上述效果，V含量优选为0.05％以上。

Mo：0～3.0％

Mo是使耐蚀性提高的元素，尤其在具有间隙结构的管材等中，是抑制间隙腐蚀的元素。因此，可根据需要来含有。然而，若Mo的含量超过3.0％，则成形性显著劣化，制造性降低。此外，Mo会阻碍{111}取向的织构的成长。因此，Mo含量设为3.0％以下。另一方面，关于上述效果，为了获得上述效果，Mo含量优选为0.2％以上。进而，若考虑到制造成本、生产率和使{111}取向的织构急剧成长，Mo含量优选为0.4％以上，优选为2.0％以下。

W：0～3.0％

为了提高高温强度，可根据需要来含有W。然而，W的过度含有会导致韧性的劣化和伸长率的降低。此外，作为金属间化合物相的Laves相的生成量增大，阻碍{111}取向的织构的成长，使r值降低。因此，W含量设为3.0％以下。进而，若考虑到制造成本和制造性，则W含量优选为2.0％以下。另一方面，为了获得上述作用，W含量优选为0.1％以上。

C组元素

Al：0～0.5％

Al除了有时用作脱氧元素以外，还使高温强度和耐氧化性提高，可根据需要来含有。此外，其成为TiN和Laves相的析出位点，使析出物微细化，使低温韧性提高。然而，含有超过0.5％的Al会导致伸长率的降低、焊接性和表面品质的劣化。此外，形成粗大的Al氧化物，使低温韧性降低。因此，Al含量设为0.5％以下。另一方面，为了获得上述效果，Al含量优选为0.003％以上。进而，若考虑到精炼成本，则Al含量优选为0.01％以上，优选为0.1％以下。

Cu：0～2.0％

Cu会使耐蚀性提高，且具有通过固溶在母相中的Cu的析出、所谓ε-Cu的析出而使中温区域的高温强度提高的效果。因此，可根据需要来含有。然而，Cu的过度含有会导致由钢板硬质化导致的韧性降低和延性降低。因此，Cu含量设为2.0％以下。进而，若考虑到耐氧化性和制造性，则优选小于1.5％。另一方面，为了获得上述效果，Cu含量优选为0.1％以上。

Zr：0～0.30％

Zr是提高耐氧化性的元素，可根据需要来含有。然而，含有超过0.30％的Zr会使韧性和酸洗性等制造性显著劣化。此外，会使Zr与碳和氮的化合物粗大化。其结果，使热轧退火时的钢板组织粗粒化，使r值降低。因此，Zr含量设为0.30％以下。进而，若考虑到制造成本，则Zr含量优选为0.20％以下。另一方面，为了获得上述效果，Zr含量优选为0.05％以上。

Co：0～0.50％

Co是使高温强度提高的元素，可根据需要来含有。然而，Co的过度含有会使韧性和加工性降低。因此，Co含量设为0.50％以下。进而，若考虑到制造成本，则Co含量优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，Co含量优选为0.05％以上。

Sb：0～0.50％

为了向晶界偏析而提高高温强度，可根据需要来含有Sb。然而，含有超过0.50％的Sb时，会发生过度的偏析，使钢管焊接部的低温韧性降低。因此，Sb含量设为0.50％以下。进而，若考虑到高温特性、制造成本和韧性，则Sb含量优选为0.30％以下。另一方面，为了获得上述效果，Sb含量优选为0.01％以上。

REM：0～0.05％

REM(稀土元素)具有使各种析出物微细化、使韧性和耐氧化性提高的效果。因此，可根据需要来含有。然而，若REM含量超过0.05％，则铸造性显著降低。因此，REM含量设为0.05％以下。另一方面，为了获得上述效果，REM含量优选为0.001％以上。需要说明的是，若考虑到精炼成本和制造性，则REM含量更优选为0.003％以上、优选为0.01％以下。

此处，REM是指镧系元素中的15种元素加上Y和Sc而得的17种元素的统称。可以在钢材中含有这17种元素之中的1种以上，REM含量是指这些元素的总含量。

D组元素

Ni：0～2.0％

Ni是使韧性和耐蚀性提高的元素，因此，可根据需要来含有。然而，含有超过2.0％的Ni时，会生成奥氏体相，阻碍{111}取向的织构的成长，r值降低，此外，使钢管弯曲性显著劣化。因此，Ni含量设为2.0％以下。进而，若考虑到制造成本，则Ni含量优选为0.5％以下。另一方面，为了获得上述效果，Ni含量优选为0.1％以上。

Ca：0～0.0030％

Ca是作为脱硫元素有效的元素，因此，可根据需要来含有。然而，若Ca含量超过0.0030％，则生成粗大的CaS，使韧性和耐蚀性劣化。因此，Ca含量设为0.0030％以下。另一方面，为了获得上述效果，Ca含量优选为0.0001％以上。需要说明的是，若考虑到精炼成本和制造性，则Ca含量更优选为0.0003％以上，优选为0.0020％以下。

Ta：0～0.10％

Ta与C和N键合而有助于韧性的提高，因此，可根据需要来含有。然而，若Ta含量超过0.10％，则制造成本增加，此外，使制造性显著降低。因此，Ta含量设为0.10％以下。另一方面，为了获得前述效果，Ta含量优选为0.01％以上。需要说明的是，若考虑到精炼成本和制造性，则Ta含量更优选为0.02％以上、优选为0.08％以下。

Ga：0～0.1％

为了提高耐蚀性和抑制氢脆，可根据需要来含有Ga。Ga含量设为0.1％以下。另一方面，为了获得上述作用，考虑到硫化物和氢化物的生成，Ga含量优选为0.0002％以上。需要说明的是，从制造成本和制造性、以及延性和韧性的观点出发，Ga含量更优选为0.0005％以上，优选为0.020％以下。

本发明的钢材的化学组成中，余量为Fe和不可避免的杂质。此处，“不可避免的杂质”是指：在工业制造钢材时，因矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，其在不对本发明造成不良影响的范围内是可允许的。

2.晶体粒度编号

在本发明的铁素体系不锈钢钢板中，将其晶体粒度编号设为6.0以上，优选为6.5以上。这是因为：若钢板的晶体粒度编号小于6.0，则成为桔皮现象等表面粗糙的原因。另一方面，从为了使{111}<112>成长而需要使晶粒充分生长的理由出发，钢板的晶体粒度优选为9.0以下。

需要说明的是，针对晶体粒度编号，通过按照JIS G 0511进行光学显微镜观察来进行测定。

3.板厚

本发明的铁素体系不锈钢钢板的板厚设为1.0mm以上。铁素体系不锈钢钢板的板厚优选为1.2mm以上，更优选为1.5mm以上。另一方面，在制造板厚较厚的钢板时，为了确保充分的压下率而需要加厚热轧板，但从工业方面和韧性方面出发，难以极端加厚热轧板。因此，上述钢板的板厚优选为3.0mm以下，更优选为2.5mm以下。

4.晶体取向强度

4-1.晶体取向强度与板厚的关系

本发明的铁素体系不锈钢钢板中，晶体取向强度与板厚的关系满足下述记载的(i)～(iii)式。

A+B≥12.0/t···(i)

X+Y≥12.0/(t-0.3)···(ii)

(X+Y)-(A+B)≤5.0···(iii)

其中，上述(i)～(iii)式中的各符号如下定义。

t：板厚(mm)

A：板厚中心部的{111}<112>晶体取向强度

B：板厚1/4部的{111}<112>晶体取向强度

X：板厚中心部的{322}<236>晶体取向强度

Y：板厚1/4部的{322}<236>晶体取向强度

若{111}<112>取向的织构成长，则主要是r₀和r₉₀的值提高，包括深拉性在内的加工性良好。因此，本发明的钢板中，板厚中心部和板厚1/4部处的{111}<112>晶体取向强度之和(以下简写为“{111}<112>晶体取向强度之和”)需要满足上述(i)式。

同样地，若{322}<236>取向的织构成长，则主要是r₄₅和r₉₀的值提高，包括深拉性在内的加工性良好。因此，本发明的钢板中，板厚中心部和板厚1/4部处的{322}<236>晶体取向强度之和(以下简写为“{322}<236>晶体取向强度之和”)需要满足上述(ii)式。

此处，若使{322}<236>取向的织构过于强烈地成长，则此时可能会阻碍{111}<112>取向的织构的成长，加工性反而降低。因此，{322}<236>晶体取向强度之和与{111}<112>晶体取向强度之和的差值需要满足上述(iii)式。

需要说明的是，对于本发明的钢板而言，在评价织构时，不仅测定通常要测定的板厚中心部的晶体取向强度，还针对板厚1/4部处的晶体取向强度进行测定。这是因为：在钢板的冷轧时特别容易在距离板厚表面为板厚1/4的部位发生对重结晶组织的形成造成影响的剪切变形，要调查其影响。

织构的测定中，使用X射线衍射装置(理学电气兴业公司制)，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来露出中心区域)的(200)、(110)、(211)正极像图，使用球谐函数由正极像图获得ODF(取向分布函数，Orientation DistributionFunction)。基于该测定结果，算出{111}<112>晶体取向强度和{322}<236>晶体取向强度。需要说明的是，在本发明中，测定作为母相的铁素体相的晶体取向强度。

4-2.各r值与板厚的关系

针对本发明的钢板的r值，按照JIS Z 2254并利用下述方法来实施，求出试验片的相对于轧制方向为平行、45°方向和90°方向上的r值后，算出平均r值。

此处，r值通过下述方法来算出。具体而言，由冷轧退火板沿着相对于轧制方向为平行、45°方向、90°方向采取JIS13号B拉伸试验片，赋予10～20％的形变后，将各值代入下述(a)式来计算。此外，使用下述(iv)式，计算平均r值(以下记作“r_m”)。

r＝ln(W₀/W)/ln(T₀/T)···(a)

其中，上述式中的各符号如下定义。

W₀：拉伸前的板宽

W：拉伸后的板宽

T₀：拉伸前的板厚

T：拉伸后的板厚

r_m＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4···(iv)

其中，上述式中的各符号如下定义。

r₀：轧制方向的r值

r₄₅：相对于轧制方向为45°方向的r值

r₉₀：相对于轧制方向为90°方向的r值

此外，最小r值(以下记作“r_min”)是指：上述测得的r₀、r₄₅、r₉₀之中达到最小的r值。

此处，通过圆筒深拉试验来评价本发明的钢板的成形性。将利用下述条件在成形极限拉深比为2.20的深拉成形状态下评价成形性时的r_m与板厚的关系示于图1。图1中，将能够无问题地成形的情况示作○，在冲头肩部(punch shoulder part)附近发生颈缩的情况或者在过程中产生成形裂纹的情况示作●。

需要说明的是，成型条件为：冲头直径：Φ50mm、冲头肩部R：5mm、模头：φ52mm、模头肩部R：5mm、坯料直径(blank diameter)：Φ100mm、压边力：10kN、润滑油：40℃下的运动粘度为1200mm²/s、拉深比：2.20(坯料直径：φ110mm)。

根据图1，为了获得良好的成形性，r_m优选满足下述(v)式。

r_m≥2.0/t···(v)

其中，上述式中的各符号如下定义。

t：板厚(mm)

此外，将利用与图2相同的条件评价成形性时的r_min与板厚的关系示于图2。与图1同样地，将能够无问题地成形的情况示作○，在冲头肩部附近发生颈缩的情况或者在过程中产生成形裂纹的情况示作●。

根据图2，r_min满足下述(vi)式时，成形性优异。

r_min≥2.0/(t+0.3)···(vi)

其中，上述式中的各符号如下定义。

t：板厚(mm)

4-3.晶体取向强度与板厚的关系

{111}<112>取向是发生与厚度方向的形变相比板宽方向的形变更大的滑动变形的晶体取向。因此，若{111}<112>晶体取向强度增加，则板厚的减少受到抑制。其结果，r_m提高。因此，需要使钢板整体厚度上的{111}<112>取向的织构成长。

此外，若{322}<236>晶体取向强度增加，则使钢板的r值的各向异性发生变化，r₀的值降低，但r₄₅和r₉₀的值提高。如上述式(v)所示那样，r₄₅对于r_m的贡献大，会提高仅单纯地使{111}<112>成长时难以提高的r₄₅，因此，使{322}<236>取向的织构增加是有效的。

然而，若使{322}<236>取向的织构过于强烈地成长，则此时会阻碍{111}<112>取向的织构的成长，r_m反而降低。因此，通过满足上述(i)～(iii)式，能够获得满足上述(v)式的r_m和满足上述(vi)式的r_min。

综上所述，本发明的钢板中，将{111}<112>取向和{322}<236>取向的晶体取向强度设为满足上述(i)～(iii)式的值。其结果，能够同时实现满足上述(v)式的rm和满足上述(vi)的r_min。

5.制造方法

接着，针对制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法包括例如炼钢-热轧-酸洗-冷轧-退火的工序。在炼钢中，适合为将具有上述化学组成的钢进行转炉熔炼，接着进行二次精炼的方法。所熔炼的钢水按照公知的铸造方法(连续铸造)而制成板坯。

5-1.热轧工序

接着，在下述温度下加热板坯，通过连续轧制而热轧成规定的板厚。所铸造的板坯优选在1100～1250℃进行加热。这是因为：若板坯的加热温度小于1100℃，则加热温度过低，因此，氧化皮的生成变少，轧制辊与钢材发生烧粘，由此导致表面品质降低，对后续工序造成不良影响。

另一方面，若板坯的加热温度超过1250℃，则发生板坯因自重而高温变形的板坯下垂，故不优选。进而，若考虑到生产率和表面瑕疵，则板坯的加热温度优选为1150～1200℃。需要说明的是，在本发明中，板坯的加热温度与热轧开始温度的含义相同。

在板坯加热后，在热轧工序中实施数个道次的粗轧，沿着一个方向实施包括数个轧机的精轧，并卷取成线圈状。

5-2.酸洗工序

本发明中，不对热轧钢板实施热轧板退火地进行酸洗处理，以冷轧坯料的形式供给至冷轧工序。其与通常对热轧钢板实施热轧板退火而得到粒状重结晶组织的一般制造方法不同。一般来说，若实施热轧板退火则容易进行组织控制，但热轧形变消失而妨碍{111}晶体取向的成长，此外，使r₉₀提高的{322}<236>晶体取向在之后的冷轧后的退火工序中不会成长。需要说明的是，作为该{111}取向的晶粒之中的代表物，可列举出{111}<112>。

若将被称为α-fiber({011}//RD({100}～{111}<011>))的织构得以成长的钢板进行退火，则{322}<236>晶体取向更强烈地成长。该α-fiber在铁素体系不锈钢钢板中通过热轧和冷轧而成长。然而，若进行热轧板退火，则热轧时成长的α-fiber在冷轧前暂时消失，发生晶体取向的随机化。因此，本发明中，不实施热轧板退火。

5-3.冷轧工序

在冷轧工序中，使用直径为400mm以上的辊，以60％以上的压下率进行冷轧。此处，通过将辊径设为400mm以上，能够抑制冷轧时的剪切形变。因剪切形变而导入的剪切变形会成为随机取向晶粒的成核位点，因此需要加以抑制。其结果，在后续的退火工序中，促进使r值提高的{111}<112>晶体取向的晶粒生成。由此，也使通常不易成长的板厚1/4部的{111}<112>晶体取向成长。

此外，若压下率变高，则成为重结晶驱动力的蓄积能量增大。其结果，{111}<112>晶体取向容易优先成核，此外，容易选择生长。因此，冷轧的压下率设为60％以上，更优选为70％以上。

5-4.冷轧后的退火工序

为了使{111}<112>成长、提高加工性，优选在退火时控制基于重结晶行为的严密的退火温度和加热速度。

5-4-1.退火温度

针对冷轧后的最终退火，为了{111}<112>重结晶晶粒的成长而需要充分在高温下进行退火。同时，过高温度下的退火会导致晶粒的粗大化，成为桔皮现象等表面粗糙的原因。此外，本发明的钢板的金相组织需要设为晶体粒度编号为6.0以上的微细组织。因此，优选使退火温度Tf(℃)在下述(vii)式的范围内来进行。

800≤Tf(℃)≤950···(vii)

5-4-2.加热速度

本发明的钢板中，针对平均加热速度，优选控制从升温开始温度至达到目标温度为止的时间。在重结晶晶粒之中，与其它取向的晶粒相比，{111}<112>取向的晶粒容易在重结晶的较初期生成。此外，{111}<112>取向的晶粒因在退火中发生晶粒生长并蚕食其它取向的晶粒而成长。此时，在{111}取向的重结晶开始之前，若其它取向的晶粒升温至重结晶温度，则{111}<112>取向的织构的成长受到抑制，加工性降低。因此优选的是：首先通过急速加热而使钢板温度达到重结晶开始温度Ts(℃)，其后为了使{111}<112>取向的晶粒生长而缓慢升温至退火温度Tf(℃)，从而进行重结晶。由此，{111}<112>取向的织构在钢板中强烈成长。

需要说明的是，此时，Ts(℃)用考虑了冷轧工序中的压下率对重结晶造成的影响的下述(viii)式表示。

Ts(℃)＝700+(1-X/100)×130···(viii)

其中，上述式中的符号如下定义。

X：冷轧的压下率(％)

本发明的钢板中，从升温开始温度加热至重结晶开始温度Ts(℃)为止的平均加热速度优选为15℃/s以上，更优选为20℃/s以上。

此外，从重结晶开始温度Ts(℃)至退火温度Tf(℃)为止的平均加热速度优选为10℃/s以下，更优选为5℃/s以下。并且，通过上述直径为400mm以上的大直径辊轧制，与通常相比，能够抑制剪切变形的导入。其结果，由剪切变形导致的随机取向粒的生成受到抑制，与早期的{111}<112>取向的晶粒成核的效果加以组合，与通常的制造方法(小直径辊轧制且未经热处理控制)相比，{111}<112>取向强烈成长。

进而，通过在省略上述热轧板退火的基础上，设为上述制造条件，从而{322}<236>取向的织构和{111}<112>取向的织构同时成长。由此，能够获得本发明的铁素体系不锈钢钢板。

5-5.其它制造条件

板坯厚度、热轧板厚等适当设计即可。此外，在冷轧中，辊粗糙度、轧制油、轧制道次、轧制速度、轧制温度等适当选择即可。退火中，若有需要则可以实施在氢气或氮气等非氧化气氛中进行退火的光亮退火。此外，也可以在大气中实施退火。进而，还可以在退火后实施用于调温辊轧(temper rolling)或形状校正的张力拉矫工序，此外，也可以使板通过。

5-6.铁素体系不锈钢构件的制造方法

使用下述方法，将通过上述方法而制造的钢板制成排气部件用构件。这些构件在由钢板进行压制加工或者将钢板造管成规定尺寸(直径)的钢管后，成形为目标形状。

以下，通过实施例更具体地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

实施例1

将表1所示成分组成的钢进行熔炼，铸造成板坯，在板坯加热温度为1150℃、卷取温度为500℃的条件下进行热轧，制成热轧钢板。

[表1]

其后，使用直径为400～500mm的辊，将经酸洗的热轧钢板冷轧至表2所示的厚度为止，实施连续退火-酸洗。如此操作，对于所得冷轧退火板，进行r值测定和晶体取向强度测定。

关于r值，按照JIS Z 2254并通过上述方法来实施，从相对于轧制方向为平行、45°方向、90°方向采取试验片，求出r值后，算出平均r值。具体而言，采取JIS13号B拉伸试验片，沿着相对于轧制方向为平行、45°方向、90°方向施加10～20％的形变后，利用规定方法来算出上述值。

针对晶体取向强度测定，使用X射线衍射装置(理学电气兴业公司制)，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露出中心区域)的(200)、(110)、(211)正极像图，使用球谐函数由该正极像图获得ODF(取向分布函数，OrientationDistribution Function)。基于该测定结果，算出{111}<011>晶体取向强度和{322}<236>晶体取向强度。需要说明的是，在本发明中，测定作为母相的铁素体相的晶体取向强度。

此外，针对成形性，通过圆筒深拉试验进行评价。成形条件如下所示。具体而言，冲头直径：Φ50mm、冲头肩部R：5mm、模头：φ52mm、模头肩部R：5mm、坯料直径：Φ100mm、压边力：10kN、润滑油：40℃下的运动粘度为1200mm²/s、拉深比：2.20(坯料直径：φ110mm)。

利用上述条件，根据成形极限拉深比为2.20的深拉成形状况来评价成形性。表2中，能够成形的情况记作○，将在冲头肩部附近发生颈缩的情况记作△，将在过程中产生成形裂纹的情况记作×。将它们的评价结果总结示于表2。

[表2]

如上所述，表2所示的实施例的制造方法均使用本发明的适合范围的制造方法。并且，使用具有本发明中规定的化学组成的钢(表1的钢No.A1～A20)得到的发明例B1～B20满足本发明的规定，加工性均优异。与此相对，使用组成在本发明规定范围外的(表1的钢No.a1～a9)得到的比较例b1～b9的本发明规定的铁素体相的晶体取向强度(织构)低，且平均r值低，因此，加工性差。

[实施例2]

表3中示出在表3所示的制造条件下制造表1所记载的钢种时的特性。成形性的评价利用与实施例1相同的条件，通过圆筒深拉试验来进行评价。

在表3中，与表2同样，将能够成形的情况记作○，将在冲头肩部附近发生颈缩的情况记作△，将在过程中产生成形裂纹的情况记作×。

[表3]

表3所示的本发明例C1～C3由于组成在本发明规定的范围内，且制造条件满足本发明中的优选条件，因此，能够获得良好的r值和加工性。与此相对，比较例c1～c6的制造条件偏离了本发明中的优选制造条件。因此，钢板的晶体取向强度处于本发明的规定范围外，无法获得与板厚相符的充分的r_m和r_min，加工性不良。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢钢板，其化学组成以质量％计为

C：0.001～0.020％、

Si：0.02～1.50％、

Mn：0.02～1.50％、

P：0.01～0.05％、

S：0.0001～0.01％、

Cr：10.0～25.0％、

Ti：0.01～0.30％、

N：0.001～0.030％、

Nb：0以上且小于0.10％、

Sn：0～0.500％、

Mg：0～0.0100％、

B：0～0.0050％、

V：0～1.0％、

Mo：0～3.0％、

W：0～3.0％、

Al：0～0.5％、

Cu：0～2.0％、

Zr：0～0.30％、

Co：0～0.50％、

Sb：0～0.50％、

REM：0～0.05％、

Ni：0～2.0％、

Ca：0～0.0030％、

Ta：0～0.10％、

Ga：0～0.1％、

余量：Fe和不可避免的杂质，

所述铁素体系不锈钢钢板的晶体粒度编号为6.0以上，

且基于X射线衍射的铁素体相的晶体取向强度满足下述(i)式、(ii)式、和(iii)式，

板厚为1.0mm以上，

A+B≥12.0/t···(i)

X+Y≥12.0/(t-0.3)···(ii)

(X+Y)-(A+B)≤5.0···(iii)

其中，上述式中的各符号如下定义：

t：板厚，其单位为mm

A：板厚中心部的{111}<112>晶体取向强度

B：板厚1/4部的{111}<112>晶体取向强度

X：板厚中心部的{322}<236>晶体取向强度

Y：板厚1/4部的{322}<236>晶体取向强度。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，通过下述(iv)式算出的平均r值和最小r值满足下述(v)式和(vi)式，

r_m＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4···(iv)

r_m≥2.0/t···(v)

r_min≥2.0/(t+0.3)···(vi)

其中，上述式中的各符号如下定义：

r_m：平均r值

r_min：最小r值

t：板厚，其单位为mm

r₀：轧制方向的r值

r₄₅：相对于轧制方向为45°方向的r值

r₉₀：相对于轧制方向为90°方向的r值。

3.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有Nb：超过0.005％且小于0.10％。

4.根据权利要求2所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有Nb：超过0.005％且小于0.10％。

5.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Sn：0.01～0.500％、

Mg：0.0002～0.0100％、

B：0.0002～0.0050％、

V：0.05～1.0％、

Mo：0.2～3.0％、以及

W：0.1～3.0％

中的1种以上。

6.根据权利要求2所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Sn：0.01～0.500％、

Mg：0.0002～0.0100％、

B：0.0002～0.0050％、

V：0.05～1.0％、

Mo：0.2～3.0％、以及

W：0.1～3.0％

中的1种以上。

7.根据权利要求3所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Sn：0.01～0.500％、

Mg：0.0002～0.0100％、

B：0.0002～0.0050％、

V：0.05～1.0％、

Mo：0.2～3.0％、以及

W：0.1～3.0％

中的1种以上。

8.根据权利要求4所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Sn：0.01～0.500％、

Mg：0.0002～0.0100％、

B：0.0002～0.0050％、

V：0.05～1.0％、

Mo：0.2～3.0％、以及

W：0.1～3.0％

中的1种以上。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Al：0.003～0.5％、

Cu：0.1～2.0％、

Zr：0.05～0.30％、

Co：0.05～0.50％、

Sb：0.01～0.50％、以及

REM：0.001～0.05％、

中的1种以上。

10.根据权利要求1～8中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Ni：0.1～2.0％、

Ca：0.0001～0.0030％、

Ta：0.01～0.10％、以及

Ga：0.0002～0.1％

中的1种以上。

11.根据权利要求9所述的铁素体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自

Ni：0.1～2.0％、

Ca：0.0001～0.0030％、

Ta：0.01～0.10％、以及

Ga：0.0002～0.1％

中的1种以上。

12.根据权利要求1～8中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气系统部件。

13.根据权利要求9所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气系统部件。

14.根据权利要求10所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气系统部件。

15.根据权利要求11所述的铁素体系不锈钢钢板，其用于排气系统部件。

16.一种汽车或摩托车的排气系统部件用铁素体系不锈钢构件，其使用权利要求1～11中任一项所述的铁素体系不锈钢钢板。

17.一种铁素体系不锈钢钢板的制造方法，其依次实施下述工序：

(a)将具有权利要求1～11中任一项所述的化学组成的板坯加热，对所述板坯进行热轧而制成热轧钢板的工序；

(b)不对所述热轧钢板实施退火地将所述热轧钢板酸洗而制成酸洗钢板的热轧钢板酸洗工序；

(c)使用具有直径为400mm以上的辊径的轧制机，以60％以上的压下率对所述酸洗钢板进行冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序；以及

(d)将所述冷轧钢板以满足下述(vii)式的退火温度Tf进行退火的工序，

所述(d)的工序中，关于到达所述退火温度Tf为止的平均加热速度，

其在从升温开始温度起至通过下述(viii)式算出的重结晶开始温度Ts为止的温度范围内为15℃/s以上，

其在从所述重结晶开始温度Ts起至所述退火温度Tf为止的温度范围内为10℃/s以下，

800≤Tf≤950···(vii)

Ts＝700+(1-X/100)×130···(viii)

其中，上述式中的符号如下定义：

X：以％计的冷轧的压下率，

其中，所述退火温度Tf和所述重结晶开始温度Ts的单位为℃。