JP2008138270A

JP2008138270A - 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2008138270A
Application number: JP2006327678A
Authority: JP
Inventors: Junichi Hamada; 純一濱田
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2006-12-05
Filing date: 2006-12-05
Publication date: 2008-06-19
Anticipated expiration: 2026-12-05
Also published as: JP5000281B2

Abstract

【課題】加工性に優れた高強度Ｃｒ含有ステンレス鋼板を提供する。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．３〜５％、Ｃｕ：０．０１〜３％、Ｃｒ：１０〜１８％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、X線回折による全板厚の結晶方位強度において、｛１１１｝強度が３以上、｛２１１｝強度が３以上、｛１００｝強度が２未満で、穴拡げ率が１００％以上であり、引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１５％以上、平均ｒ値が０．９以上である加工性に優れた高強度ステンレス鋼板および熱延鋼板を９００〜１１００℃で熱処理してマルテンサイト組織とした後、冷延を施し、７００〜９００℃で熱処理してフェライト単相組織あるいはフェライト＋マルテンサイト組織とする製造方法。
【選択図】図２

Description

本発明は、特に加工性と強度の両立が必要な構造用部材として使用されるステンレス鋼板に関するもので、特に自動車、バス、鉄道車両などの車体や足回り等の構造用冷延鋼板に関わるものである。

近年、環境問題の観点から、自動車、バス、鉄道車両などの輸送機器の燃費向上が必須課題になってきている。その解決手段の一つとして、車体の軽量化が積極的に推進されており、その中で高耐食鋼であるステンレス鋼の適用が検討されている。Ｃｒを含有するステンレス鋼を適用した場合、錆代低減による軽量化、塗装省略化が適用の着眼である。また、乗員の安全性確保という観点からは、衝突安全性向上が要求されるが、上記の車体軽量化との両立が必要である。衝突安全性向上の対策としては、部材を構成する鋼板の高強度化が有効であり、高強度ステンレス鋼板の適用により安全性と軽量化の両立が達成出来る可能性がある。高強度材を上記構造部材に適用する際の問題点は、加工性の確保である。高強度化により加工性が低下すると、複雑形状部品への成型が困難になるためである。特に、高強度ステンレス鋼板は、穴拡げ加工時に割れが発生する問題が多く、自動車、バス、鉄道車両の構造部材で穴拡げ加工を施される場合に問題を残していた。

従来から上記構造部材用のステンレス鋼板としては、焼き入れにより高強度化するマルテンサイト系ステンレス鋼板が知られているが、延性が著しく低いため部材への加工性に問題がある。一方、オーステナイト系ステンレス鋼板としてはＳ３０４やＳ３０１が使用されている。これらは、延性に優れており、加工誘起変態を活用した高加工硬化特性が得られる。しかしながら、Ｎｉを多量に含有しコスト高であったり、環境によっては応力腐食割れが問題になり、構造材としての信頼性を落とす場合があった。

この様な問題の中、下記特許文献１には、面内異方性が小さい高延性高強度の複相組織クロム系ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。ここでは、Ｃｒ：１０〜１４％含有するす鋼帯に対して、熱処理条件を規定して仕上焼鈍加熱時の組織をフェライト＋オーステナイト組織として冷却速度を調整することで、強度と延性の面内異方性を小さくすることが特徴である。しかしながら、上記の様に構造部品として加工する際、特に穴拡げ加工においては、延性以外に深絞り性が問題になり、深絞り性の指標であるｒ値が低いという問題点があった。

また、下記特許文献２には、Ｃｒ：１１〜１５％含有し、主相をフェライト相とし、２〜２０％マルテンサイト相とする穴拡げ性に優れ、引張強さが６００ＭＰａ超とする穴拡げ加工性に優れた構造用ステンレス鋼板が開示されている。ここでは、製品組織の２相化により、破断伸びが１５％以上、穴拡げ率が７０％以上となることが示されており、軟質なフェライト相中にマルテンサイト相を生成させることで穴拡げ加工時の割れ起点となる炭窒化物を低減することが特徴である。しかしながら、通常の製法で製品組織を２相化しただけでは、十分な穴拡げ性が得られない場合がある他、穴拡げ性以外の深絞り性が不十分であることもあった。これは、マルテンサイトの体積分率だけでなく、その分散状態やフェライト相の結晶方位に起因する塑性異方性が影響するためである。

また、下記特許文献３には、Ｃｒ：９〜１３％を含み、フェライト相を７０％以上、炭窒化物およびマルテンサイト相を３０％未満含む金属組織を有し、引張強さが６００〜９００ＭＰａで伸びフランジ性（穴拡げ性と同様）に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。この鋼はＳｉを固溶強化元素として０．５％以上添加しているが、延性が著しく低い課題があった。また、特許文献２と同様にマルテンサイト相を製品に残留させて伸びフランジ性の向上を図っているが（穴拡げ性が１００％以上）、上記と同様に母相のフェライト相の結晶方位によっては、単純に２相化しただけでは十分な伸びフランジ性は得られなかった。

また、下記特許文献４には、Ｃｒ：７〜１５％を含み、耐粒界腐食性と穴拡げ性に優れた自動車用クロム含有鋼が開示されている。ここでは、穴拡げ性が９０％以上とするために、種々の成分含有量を調整しているが、組織や結晶方位の影響について規定されておらず、成分だけでは穴拡げ性が著しくばらつく場合があった。

また、下記特許文献５には、フェライト−オーステナイトの２相域を呈する組成を有するステンレス鋼板の製造工程において、第一熱処理工程においてマルテンサイト相を２０〜８０％生成させ、冷延後の熱処理をＡｃ１変態点未満以下で熱処理しフェライト単相組織とする延性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。この製造方法では、製品板のフェライト相の結晶方位発達が不十分で塑性異方性が十分に発達せず、穴拡げ性が劣ることがあった。
特開昭６３−１６９３３４特開２００５−２７２９３８特開２００６−１１８０１８特開２００４−４３９６４特開２００４−３２３９６０

上記の様に、Ｃｒ含有ステンレス鋼板において、高強度化と穴拡げ性の向上に関する検討は種々成されているが、強度と加工性を安定的に両立させることが出来なかった。この様なことから、本発明は従来技術の問題点を解決し、高強度でかつ加工性に優れたＣｒ含有ステンレス鋼板を提供することを課題とする。

上記課題を解決するために、本発明者らは高温でフェライト相とオーステナイト相（冷却してマルテンサイト相）の２相となるＣｒ含有ステンレス鋼の強度と加工性について金属組織的な観点から入念に研究した。そして、従来技術とは異なる観点で加工性を向上（特に穴拡げ性）させる技術を見出した。即ち上記文献の中で、特に特許文献２と特許文献３は金属組織を２相化して穴拡げ性を向上させる技術があるが、母相であるフェライト相の変形特性に大きく依存し、２相化だけでは十分な特性が得られないことを知見した。そして、フェライト相の集合組織を制御して、板厚方向の変形を押さえることで穴拡げ性を向上できることを見出した。具体的には、最終製品において、母相のフェライト相の特定結晶方位を発達させることで、ｒ値と穴拡げ性を向上させることである。その際、各製造工程のフェライト相と第２相の結晶方位関係を精細し、冷延素材の組織を微細なラスマルテンサイト組織化することで、冷延・焼鈍後のフェライト相の結晶方位を制御し、加工性（深絞り性の指標となるｒ値）を向上させるものである。

上記課題を解決する本発明の要旨は、
（１）質量％にて、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．０３％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．０５〜５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．３〜５％、Ｃｕ：０．０１〜３％、Ｃｒ：１０〜１８％、Ａｌ：０．００５〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、X線回折による全板厚の結晶方位強度において、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度が３以上、｛２１１｝＜０１１＞結晶方位強度が３以上、｛１００｝＜０１１＞結晶方位強度が２未満で、穴拡げ率が１００％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
（２）さらに、質量％にて、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００２０％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
（３）さらに、質量％にて、Ｍｏ：２．０％以下を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
（４）引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１５％以上、平均ｒ値が０．９以上であることを特徴とする請求項１乃至（３）のいずれか一項に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
（５）（１）乃至（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板を９００〜１１００℃で熱処理してマルテンサイト組織とした後に冷延を施し、７００〜９００℃で熱処理してフェライト単相組織あるいはフェライト＋マルテンサイト組織とすることを特徴とする記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造方法。

以下に本発明の限定理由について説明する。

Ｃは、成形性と耐食性を劣化させ、過度な添加は硬質なマルテンサイト相を形成し製造過程に板破断等の問題をもたらすため、その含有量は少ないほど良く、上限を０．０３％とした。一方、過度な低減は変態点を消失させ、本発明のポイントとなるマルテンサイト相が生成しなくなる他、精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に望ましくは、０．００５〜０．０２５％が良い。

ＮはＣと同様、成形性と耐食性を劣化させ、過度な添加は硬質なマルテンサイト相を形成し製造過程に板破断等の問題をもたらすため、その含有量は少ないほど良く、上限を０．０３％とした。一方、過度な低減は変態点を消失させ、本発明のポイントとなるマルテンサイト相が生成しなくなる他、精錬コストの増加に繋がるため、下限を０．００１％とした。更に望ましくは、０．００５〜０．０２０％が良い。

Ｓｉは、固溶強化元素で高強度化に有効な元素であるが、０．５％超の添加は急激に延性を低下させるため、上限を０．５％とした。一方、脱酸元素として添加され、その効果は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。更に望ましくは、０．１〜０．３％が良い。

Ｍｎは、脱酸剤として添加される。また、オーステナイト生成元素であるため、熱処理によるマルテンサイト生成を容易にする。これらの効果は０．０５％から発現するため、下限を０．０５％とした。一方、固溶強化元素であるため加工性を低下させる他、ＭｎＳを形成して耐食性を低下させるため、上限を５％とした。更に望ましくは、０．５〜４．０％である。

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０．０５％とした。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限は０．０１％とすることが好ましい。更に望ましくは、０．０２〜０．０４％が良い。

Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト生成を容易にする他、靭性向上、耐高温塩害腐食性向上に有効である。これらの効果は０．３％から発現するため、下限を０．３％とした。一方、過度な添加はコスト増となる他、応力腐食割れの発生をもたらす可能性があるため、上限を５％とした。更に望ましくは、０．４〜３％が良い。

Ｃｒは、耐食性の観点から１０％を下限とした。一方、１８％超の添加は加工性を低下させたり、靭性の劣化をもたらすため、１０〜１８％とした。更に望ましくは、１１〜１６％が良い。

Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、マルテンサイト生成を容易にする他、靭性向上、耐硫酸性向上に有効である。これらの効果は０．０１％から発現するため、下限を０．０１％とした。一方、過度な添加は硬質化やコスト増となる他、応力腐食割れの発生をもたらす可能性があるため、上限を３％とした。更に望ましくは、０．０３〜２％が良い。

Ａｌは脱酸元素として添加される他、窒化物を形成するため、加工性向上に有効な元素である。この効果は、０．００５％から発現するため、下限を０．００５％とした。一方、過度な添加は、表面疵の発生や溶接性の劣化をもたらすために上限を０．５％とした。更に望ましくは、０．０１〜０．１０％が良い。

Ｔｉ，Ｎｂ，ＶはＣやＮと結合し、耐食性を向上させたり、固溶強化並びに析出強化をもたらす元素であるため、強度レベル、耐食性レベルに併せて適宜添加すれば良い。これらの効果は０．０５％から発現するため下限を０．０５％とすることが好ましい。一方過度な添加は、コスト増や製造性の劣化、表面品質の劣化などをもたらすために上限を０．５％とした。更に望ましくは、０．１〜０．３％が良い。

Ｂは、高強度化に有効な元素であるため、強度レベルに応じて添加すれば良い。この効果は、０．０００２％から発現するため、下限を０．０００２％とすることが好ましい。一方、過度な添加は、耐食性の劣化やコスト増につながるため、上限を０．００２０％とした。更に望ましくは０．０００３〜０．００１０％が良い。

Ｍｏは耐食性を向上させる元素であり、使用環境による耐食性レベルに応じて適宜添加すれば良い。その効果は、０．１％から発現するため、下限を０．１％とすることが好ましい。一方過度な添加は加工性の劣化やコスト増になるため、上限を２．０％とした。更に望ましくは、０．５〜１．８％が良い。

本発明においては、母相のフェライト相の結晶方位が加工性に極めて重要であり、かつ鋼板の板厚方向の平均的な結晶方位分布がｒ値向上に寄与し、構造材の基本的な成型性の一つである穴拡げ性向上に有益に作用することを見出した。図１に０．０２％Ｃ−０．１３％Ｓｉ−０．８６％Ｍｎ−０．０３％Ｐ−０．０００５％Ｓ−０．３６％Ｎｉ−１１％Ｃｒ−０．０３％Ｃｕ−０．０１５％Ａｌ−０．０１７％Ｎ鋼の結晶方位分布とｒ値および穴拡げ率を示す。鋼Ａと鋼Ｂは同一成分で、板厚は１ｍｍである。鋼Ａは熱延後の熱処理において１０００℃×６０ｓｅｃの熱処理を施してマルテンサイト組織化した後に冷延（板厚１ｍｍ）・焼鈍（７００℃×６０ｓｅｃ）したものである。一方、鋼Ｂは熱延後の熱処理において７００℃×６０ｓｅｃの熱処理を施してフェライト単相組織化した後に冷延（板厚１ｍｍ）・焼鈍（７００℃×６０ｓｅｃ）したものである。

ここで、集合組織については、Ｘ線回折装置（理学電機工業株式会社製）を使用し、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、全板厚の情報得た。サンプルは、１ｍｍ厚のサンプルを２２枚重ねて、板厚面に機械研磨と電解研磨を施し、Ｘ線回折によりフェライト相の（２００）、（１１０）および（２１１）正極点図を得た。これらのデータをＣＡＭＰ−ＩＳＩＪＶｏｌ．１８（２００５），４３８に従って、板面方向の３次元結晶方位密度関数を得た。フェライト相の結晶方位分布は板厚方向に分布を呈している事が多く、従来の様に板厚方向の特定面のみの結晶方位分布では十分把握出来なかったが、本手法により全厚の結晶方位分布が得られる。また、ｒ値の評価は、冷間圧延焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片を採取して圧延方向、圧延方向と４５°方向、圧延方向と９０°方向に７％歪みを付与した後に（１）式を用いて算出した。

ｒ＝ｌｎ（Ｗ_０／Ｗ）／ｌｎ（ｔ_０／ｔ）・・・（１）
ここで、Ｗ_０は引張前の板幅、Ｗは引張後の板幅、ｔ_０は引張前の板厚、ｔは引張後の板厚であり、ｒ_０は圧延方向のｒ値、ｒ_４５は圧延方向と４５°方向のｒ値、ｒ_９０は圧延方向と直角方向のｒ値である。穴拡げ性の評価は、φ１２ｍｍの打ち抜き穴に６０°の円錐ポンチを押し込んで少しずつ穴を拡げ、穴に亀裂が入った時点でポンチを停止し、穴径の変化から穴拡げ率λを次式から求めた。

λ＝１００×（Ｄ−Ｄ_０）／Ｄ_０・・・（２）
ここで、Ｄは穴拡げ試験後の穴径で、Ｄ_０は穴拡げ前の穴径である。図１は鋼Ａと鋼Ｂの結晶方位の強度分布を等高線で示したもので、鋼Ａはｒ値を向上させる｛１１１｝＜０１１＞強度が３以上と強く、ｒ値を低減させる｛１００｝＜０１１＞が２未満と弱い。また、｛２１１｝＜０１１＞については、｛１１１｝＜０１１＞よりもｒ値は低い結晶方位であるが、４５°方向のｒ値を増加させる方位であり、４以上と強い。この鋼Ａは平均ｒ値が１．０と高く、これにより穴拡げ率が１１０％と高い。一方、鋼Ｂの結晶方位強度は鋼Ａと異なるため、ｒ値が０．７と低く、穴拡げ率が８０％と低位である。ｒ値は０．９以上、穴拡げ率が１００％以上であれば、構造部材として満足な加工性を有することから、X線回折による全板厚の結晶方位強度において、フェライト相の｛１１１｝＜０１１＞強度が３以上、｛２１１｝＜０１１＞強度が３以上、｛１００｝＜０１１＞強度が２未満とした。尚、本発明では、従来技術であるフェライト＋マルテンサイト相２相化による穴拡げ性向上技術とは全く異なる思想で、母相の結晶方位を制御することでｒ値を向上させ、穴拡げ性を向上させるものである。

この際の組織形態については、フェライト単相でもフェライト＋マルテンサイト組織でも構わず、強度レベルに応じてマルテンサイト相を生成すれば良い。即ち、高強度材が要求される場合は、マルテンサイトを生成させれば良く、後述する冷延板焼鈍温度を調整すれば良い。但し、高強度部材として一般的に要求される強度レベルは５００ＭＰａ以上であり、下限を５００ＭＰａとした。また、引張破断伸びも穴拡げ性に対して重要であるが、１５％以上の破断伸びで十分は穴拡げ性が得られ、高強度構造部材としての加工も可能であることから、破断伸びを１５％以上とした。

次に製造方法について説明する。本願発明の様に、製品板で集合組織を発達させ、高ｒ値、高穴拡げ特性を得るためには、途中工程にてマルテンサイト相を生成させることが重要であることを見出した。通常の製造方法では、熱延後にフェライト単相域で熱処理し、冷延後焼鈍する工程が採用されるが、熱延後の熱処理においてマルテンサイト相を生成させることでｒ値が向上する。図２に熱延板熱処理条件と冷延焼鈍板のｒ値の関係を示す。冷延板焼鈍条件としては、組織がフェライト単相となる７００℃、フェライト相とマルテンサイト相の２相になる８００℃とした。また、図３に熱延板熱処理条件と冷延焼鈍板の穴拡げ率の関係を示す。これらより、熱延板を９００℃以上で熱処理することにより、冷延焼鈍後の組織に寄らずｒ値が０．９以上、穴拡げ率が１００％以上となる。これは、本願発明の鋼をオーステナイト域に加熱し冷却するとマルテンサイト変態を起こすが、ラス状の極めて微細な組織であるため、その後の冷延・焼鈍時に微細組織の結晶粒界近傍から｛１１１｝方位が発達し易いためと考えられる。｛１１１｝方位粒はＢＣＣ結晶構造を有するフェライト鋼のｒ値を向上させる結晶方位であるが、一般的には、硬質なマルテンサイトと軟質なフェライト相の２相組織を冷延すると、硬質なマルテンサイト相によりフェライト相に不均一変形が導入され、｛１１１｝方位結晶粒は生成し難い。しかしながら、本願発明の成分系においてはラスマルテンサイト組織の形態が極めて細かいことから冷延焼鈍時の変態・再結晶時に細かいラスマルテンサイトから｛１１１｝結晶方位を有するフェライトが発達する作用が発現すると考えられる。この集合組織の発現性は、マルテンサイト相とフェライト相の硬度差にも寄る可能性があり、本願発明の成分系では両相の硬度バランスが適正であるためと考えられる。図２に示す様に、本願発明によりｒ値が向上することで、穴拡げ時の材料の流入性が良くなり、図３に示す様に穴拡げ率が向上する。前述の特許文献５において、第一熱処理工程で２０〜８０％マルテンサイト相を生成させる技術が開示されているが、均質化という観点のみであり、本願発明の技術思想とは異なるものである。冷延・焼鈍板の集合組織発達の観点からは、ラスマルテンサイト量が多い程良く、生成量としては８０％超が望ましく、熱処理温度は９００〜１１００℃とした。

冷延板焼鈍後の組織は、先述した様にフェライト単相でもフェライト＋マルテンサイト相のいずれでも良いが、過度にマルテンサイト相が生成すると、著しく延性が低下するため、熱処理温度を７００〜９００℃とした。

以上の説明から明らかなように、本発明によれば特に高価な合金元素を添加せずとも、高強度で加工性に優れたＣｒ含有鋼板を提供することができ、特に自動車、バス、鉄道等の運輸に関わる構造部材に適用することにより、環境対策、安全性向上などの大きく寄与出来る。

表１に示す成分組成の鋼を溶製してスラブに鋳造し、スラブを熱間圧延して３ｍｍ厚の熱延コイルとした。その後、熱延コイルを焼鈍・酸洗し、１ｍｍ厚まで冷間圧延し、焼鈍・酸洗を施して製品板とした。このようにして得られた製品板に対して、引張試験、ｒ値測定、穴拡げ試験を行った。

表１から明らかなように、本発明で規定する成分組成を有する鋼を本方法にて製造した場合、比較例に比べて加工性に優れている。

なお、鋼板の製造方法について、本発明で規定した以外の条件については適宜選択すれば良い。例えば、熱延条件や熱延板厚、製品板厚、冷延板焼鈍雰囲気、冷延におけるパススケジュールや冷延率、ロール径についても特別な設備を必要とせず、既設設備を効率的に使用すれば良い。また、冷延・焼鈍後に調質圧延やテンションレベラーを付与しても構わない。

結晶方位分布とｒ値および穴拡げ性を示す図である。熱延板熱処理温度並びに組織（熱延板熱処理後）と製品板の平均ｒ値の関係を示す図である。熱延板熱処理温度並びに組織（熱延板熱処理後）と製品板の穴拡げ率の関係を示す図である。

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．００１〜０．０３％、
Ｎ：０．００１〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．０５〜５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｎｉ：０．３〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜３％、
Ｃｒ：１０〜１８％、
Ａｌ：０．００５〜０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、X線回折による全板厚の結晶方位強度において、｛１１１｝＜０１１＞結晶方位強度が３以上、｛２１１｝＜０１１＞結晶方位強度が３以上、｛１００｝＜０１１＞結晶方位強度が２未満で、穴拡げ率が１００％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
さらに、質量％にて、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００２０％以下のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
さらに、質量％にて、
Ｍｏ：２．０％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
引張強度が５００ＭＰａ以上、破断伸びが１５％以上、平均ｒ値が０．９以上であることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板。
請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の熱延鋼板を９００〜１１００℃で熱処理してマルテンサイト組織とした後に冷延を施し、７００〜９００℃で熱処理してフェライト単相組織あるいはフェライト＋マルテンサイト組織とすることを特徴とする記載の加工性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造方法。