(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.01mass％以下、Si：1.0mass％以下、
Mn：1.5mass％以下、Cr：11〜23mass％、
Ｐ：0.06mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、
Al：1.0mass％以下、Ｎ：0.04mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％、Ｖ：0.3mass％以下、
Nb：0.8mass％以下および／またはTi：1.0mass％以下、
18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼板の平均結晶粒径が40μm以下、表面粗さＲaが0.3μm以下であることを特徴とする深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の１種または２種以上を、
0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30
を満たして含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
上記成分組成に加えてさらに、Caを0.0007〜0.0030mass％含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
鋼板の表面に、膜厚2.0μm以上の樹脂皮膜を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
上記樹脂皮膜が、ウレタン樹脂あるいはエポキシ樹脂であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼板。
【請求項６】
Ｃ：0.01mass％以下、Si：1.0mass％以下、
Mn：1.5mass％以下、Cr：11〜23mass％、
Ｐ：0.06mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、
Al：1.0mass％以下、Ｎ：0.04mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.01mass％、Ｖ：0.3mass％以下、
Nb：0.8mass％以下および／またはTi：1.0mass％以下、
18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍を行った後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、仕上焼鈍し、酸洗し、あるいはさらにスキンパス圧延するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、仕上焼鈍温度を800〜1000℃で行い、冷間圧延、酸洗またはスキンパス圧延において表面粗さを調整することにより、酸洗後あるいはスキンパス圧延後の鋼板の平均結晶粒径を40μm以下、表面粗さＲaを0.3μm以下とすることを特徴とする深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項７】
上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の１種または２種以上を、
0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30
を満たして含有することを特徴とする請求項６に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項８】
上記成分組成に加えてさらに、Caを0.0007〜0.0030mass％含有することを特徴とする請求項６または７に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項９】
上記鋼板の表面に、膜厚2.0μm以上の樹脂皮膜を塗布することを特徴とする請求項６〜８のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項１０】
上記樹脂皮膜が、ウレタン樹脂あるいはエポキシ樹脂であることを特徴とする請求項６〜９のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の外板材や強度部材等に用いられる、深絞り性と耐二次加工脆性に優れるほか、塗装後の耐食性にも優れるフェライト系ステンレス冷延鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の外板や強度部材等、プレス成形される強加工部材には、一般に、440MPaクラスの普通鋼の高張力鋼板が使用されている。そして、耐食性を改善するため、上記鋼板にめっき等の表面処理を施したり、あるいは成形加工後の製品に、塗装処理を施したりしている。しかし、実車に組み込んだ場合、めっき鋼板を使用したときには、加工後、めっき剥離を起こした部分から錆が発生するという問題があり、また、加工後、塗装処理したときには、複雑な加工形状では均一な塗装皮膜を得ることが難しいため、塗膜の薄い部分から錆が発生するという問題があった。
【０００３】
上記めっき剥離した部分や塗装が不完全な部分から発生する錆を防ぐためには、耐食性に優れるステンレス鋼板を使用することが有効である。しかし、ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼板を使用すると、高価なニッケルを多量に含むために素材費が高くなり、従来用いられていた普通鋼板の表面処理材や塗装材より割高となる。一方、ニッケルを含まないフェライト系ステンレス鋼板は、比較的安価であるが、プレス成形性等の加工性が悪いという問題があった。そのため、フェライト系ステンレス鋼板を普通鋼板の代替材として使用するためには、加工性の改善が不可欠であった。
【０００４】
フェライト系ステンレス鋼板の加工性(具体的には、伸びや、ｒ値で代表される深絞り性など)を改善するためには、一般に、冷間圧延後の仕上焼鈍温度を上げて、ｒ値向上に有効な｛１１１｝再結晶集合組織の発達を促すことが行われている。また、最近の高純度化技術の進歩に伴い、特許文献１には、鋼中の炭素、窒素を100ppm以下まで低減し、さらに残留した炭素、窒素を、Ti，Nbなどの炭窒化物形成元素を添加して無害化することにより、延性−ｒ値バランスを改善する技術が開示されている。さらに、特許文献２には、極低炭窒素化して、TiやNb等の炭窒化物形成元素を添加した後、さらにＢを添加することによって、より延性−ｒ値バランスに優れたフェライト系ステンレス鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００５】
しかし、上記従来技術により製造されるフェライト系ステンレス鋼板のｒ値は、高々1.8程度であり、自動車の外板や強度部材のような、複雑な形状の成形加工に適用するためには、さらに深絞り性が高く、ｒ値が2.0以上の特性を有することが必要である。
【０００６】
なお、上述したように、フェライト系ステンレス鋼板の加工性は、固溶Ｃ，Ｎの低減およびTi，NbおよびＢの添加等によって改善される。しかし、フェライト系ステンレス鋼板を、例えば、燃料タンク等の超深絞りを受ける部材に加工した場合、高い加工歪が加わった部分に飛び石が当たったり、衝突による外力が加わったりすると脆性破壊（いわゆる「二次加工脆性」）を起こすことがある。この脆性破壊は、低温であるほど発生し易いため、特に、北米やアラスカ等の寒冷地で使用される自動車では、−60℃における「耐二次加工脆性」に優れることが求められている。
【０００７】
しかし、上記した従来技術では、フェライト系ステンレス鋼板の深絞り性を高めるために、冷延後の焼鈍温度を上げて、延性とｒ値を向上させているが、高温焼鈍は、冷延焼鈍板の結晶粒の粗大化を引き起こし、加工後の肌荒れの原因となったり、耐二次加工脆性の低下を招いたりする。また、先述した特許文献２は、Ｂを添加する技術を開示しているが、二次加工脆性については全く検討していない。従って、この技術では、ｒ値が2.0以上の深絞り性と寒冷地における耐二次加工脆性を両立させることはできない。
【０００８】
一方、フェライト系ステンレス鋼板を、自動車用の部材に適用した場合、鋼板自体は優れた耐食性を有するとはいえ、融雪に用いられる塩類や海岸地方の塩害によって、耐食性が劣化する。このような耐食性が問題となる部位に用いる部材には、軽塗装を施して耐食性を補うことができれば、フェライト系ステンレス鋼板の適用範囲を大きく広げることができる。そのためには、錆の起点となる塗装皮膜の剥離を抑制する特性である塗膜の密着性に優れるとともに、塗装後の耐錆性、耐穴あき性等の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の開発が望まれている。しかし、上記特許文献２の技術は、塗装後の耐食性については全く考慮していない。
【０００９】
【特許文献１】
特公昭６２−３０８５６号公報
【特許文献２】
特開平９−２４１７３８号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
以上説明したように、従来の技術では、ｒ値が2.0以上の深絞り性と−60℃における耐二次加工脆性に優れ、かつ、塗装後の耐食性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板を製造することは不可能であった。
【００１１】
本発明の目的は、優れた深絞り性と耐二次加工脆性を備え、かつ塗膜密着性および塗装後の耐食性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板とその有利な製造方法を提案することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記課題を達成するために、極低炭窒素のフェライト系ステンレス鋼板をベースとし、成分組成、製造条件ならびに鋼板特性について鋭意研究を行った。その結果、Nbおよび／またはTiならびにＢ，Ｖを適正量添加することに加え、仕上焼鈍し、酸洗した後あるいはさらにスキンパス圧延した後の鋼板の平均結晶粒径を40μm以下かつ表面粗さＲaを0.30μm以下とすれば、深絞り性と耐二次加工脆性とを両立できるとともに、塗膜密着性と塗装後の耐食性にも優れるフェライト系ステンレス鋼板が得られることを見出し、本発明を開発した。
【００１３】
すなわち、上記知見に基づき開発された本発明は、Ｃ：0.01mass％以下、Si：1.0mass％以下、Mn：1.5mass％以下、Cr：11〜23mass％、Ｐ：0.06mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Al：1.0mass％以下、Ｎ：0.04mass％以下、Ｂ：0.0005〜0.01mass％、Ｖ：0.3mass％以下、Nb：0.8mass％以下および／またはTi：1.0mass％以下、
18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼板の平均結晶粒径が40μm以下、表面粗さＲaが0.3μm以下であることを特徴とする耐二次加工脆性、深絞り性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板である。
【００１４】
なお、本発明は、上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の中から選ばれる１種または２種以上を0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30を満たして含有し、および／またはCaを0.0007〜0.0030mass％含有することが好ましい。
【００１５】
また、本発明の鋼板は、その表面に2.0μm以上の樹脂皮膜を有することが好ましく、また、上記樹脂皮膜は、ウレタン樹脂あるいはエポキシ樹脂であることが好ましい。
【００１６】
さらに、本発明は、Ｃ：0.01mass％以下、Si：1.0mass％以下、Mn：1.5mass％以下、Cr：11〜23mass％、Ｐ：0.06mass％以下、Ｓ：0.03mass％以下、Al：1.0mass％以下、Ｎ：0.04mass％以下、Ｂ：0.0005〜0.01mass％、Ｖ：0.3mass％以下、Nb：0.8mass％以下および／またはTi：1.0mass％以下、
18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍を行った後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行い、仕上焼鈍し、酸洗し、あるいはさらにスキンパス圧延するフェライト系ステンレス鋼板の製造方法において、仕上焼鈍温度を800〜1000℃で行い、冷間圧延、酸洗またはスキンパス圧延において表面粗さを調整することにより、酸洗後あるいはスキンパス圧延後の鋼板の平均結晶粒径を40μm以下、表面粗さＲaを0.3μm以下とすることを特徴とする深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法である。
【００１７】
なお、本発明の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の中から選ばれる１種または２種以上を0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30を満たして含有し、および／またはCaを0.0007〜0.0030mass％含有することが好ましい。
【００１８】
また、本発明の製造方法は、鋼板の表面に2.0μm以上の樹脂皮膜を塗布することが好ましく、また、その樹脂皮膜は、ウレタン樹脂あるいはエポキシ樹脂であることが好ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
まず、本発明において、成分組成を上記範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.01mass％以下
Ｃは、鋼中に固溶状態で存在すると伸び、ｒ値を劣化させるため、製鋼工程で可能な限り除去することが望ましい。本発明では、固溶Ｃは、後述するTiおよびNbにより炭化物として固定するが、Ｃ含有量が0.01mass％を超えると、Ti，Nbでは十分に固定できずに固溶Ｃが残存し、ｒ値、伸びが劣化する。そのため、Ｃ含有量は0.01mass％以下とする。ｒ値、伸びをさらに良好なものとするためには、Ｃ含有量を0.0020mass％以下、より好ましくは0.0010mass％以下とすることが望ましい。
【００２０】
Si：1.0mass％以下
Siは、耐酸化性、耐食性の向上に有効な元素であり、とくに大気環境での耐食性を向上させる。その効果を発揮させるためには、0.02mass％以上の添加が好ましい。しかしながら、1.0mass％を超えて含有すると、鋼の靭性を劣化させ、溶接部の耐二次加工脆性を劣化させるので、1.0mass％以下に限定する。好ましくは、0.1〜0.6mass％の範囲とする。
【００２１】
Mn：1.5mass％以下
Mnは、MnＳを形成して熱間加工性に有害なＳを無害化する。Mn含有量が0.05mass％未満ではＳを無害化する効果が十分でなく、また、1.5mass％を超えると上記効果が飽和し、またMnの固溶強化による伸びの劣化が大きくなるため、1.5mass％以下に制限する。好ましくは0.25mass％以下である。
【００２２】
Cr：11〜23mass％
Crは、耐酸化性および耐食性の向上に有効な元素であり、十分な効果を得るためには、11mass％以上含有していることが必要である。また、溶接部の耐食性を確保する観点からは、14mass％以上の含有が好ましい。一方、Crは、鋼の加工性を低下させる元素であり、特に23mass％を超えて含有すると、その影響が顕著となる。そのため、Cr含有量は11〜23mass％の範囲に制限する。さらに、14〜20mass％とすることが望ましい。
【００２３】
Ｐ：0.06mass％以下
Ｐは、粒界に偏析しやすい元素である。そのため、Ｂを含有した場合には、Ｂの粒界強化作用を低減させ、溶接部の耐二次加工脆性を劣化させる。また、加工性や靭性、高温疲労特性も劣化させる傾向があり、できる限り低い方が望ましく、0.06mass％以下、好ましくは0.03mass％以下に制限する。しかし、あまり低くすると製鋼コストの上昇を招く。
【００２４】
Ｓ：0.03mass％以下
Ｓは、不純物元素であり、鋼板の成形性を劣化させ、また、耐食性を劣化させるので、製鋼工程でできるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｐと同様、過度に低減することは製鋼コストの上昇を招くため、特性との兼ね合いも考慮し、0.03mass％以下、好ましくはMnやTiで固定できる0.010mass％以下とする。
【００２５】
Al：1.0mass％以下
Alは、製鋼における脱酸剤として、0.01mass％以上の添加が必要である。しかし、Al含有量が1.0mass％を超えると固溶強化による伸びの低下が起こる。さらに、過度の添加は介在物を生成し、表面外観および耐食性を劣化させる。そのため、Al含有量は1.0mass％以下とする。好ましくは、0.001〜0.6mass％、さらに好ましくは、0.01〜0.2mass％が望ましい。
【００２６】
Ｎ：0.04mass％以下
Ｎは、不純物元素であり、Tiの添加により窒化物となり無害化される。しかし、Ｎ含有量が0.04mass％を超えるとTiの添加量が多量となり、さらにTiＮによる析出強化によって鋼板の延性が劣化する。また、Ｎは、粒界を強化し靭性を向上させるが、過度に含有すると窒化物となって粒界に析出し、耐食性を劣化させる。これらのことからＮ含有量は、0.04mass％以下に限定する。成形性をさらに向上させるためには0.002mass％以下にすることが望ましい。
【００２７】
Ｂ：0.0005〜0.01mass％
Ｂは、粒界に偏析することにより、粒界強度を強化し、二次加工脆性を改善する効果を有する。また、鋼の靭性劣化を招くTiＮの析出を、ＢＮの形成により抑制する効果もある。これらの効果を得るためには、0.0005mass％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加は、熱間加工性を害するため、0.01mass％以下に制限する。
【００２８】
Ｖ：0.3mass％以下
Ｖは、本発明において特に重要な元素である。Ｖは元来、Ｃ，Ｎ安定化元素の一種であるが、本発明においては、Tiの一部をＶで代替し、さらにＢと複合添加することにより、靭性の改善をもたらす。その効果を得るためには、0.004mass％以上添加することが好ましい。しかし、多量に添加すると、硬質化を招いて加工性を劣化させるため、その上限を0.3mass％とする。
【００２９】
Nb：0.8mass％以下、Ti：1.0mass％以下かつ
18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60
Nb，Tiは、固溶Ｃ，Ｎ等を炭窒化物として固定することにより、耐食性や深絞り性(ｒ値)を向上させる効果を有しており、単独、もしくは複合して添加することが必要である。すなわち、Tiは、不純物元素であるＣ，Ｎ，ＳおよびＰとの間で析出物を生成することにより、これら不純物元素を無害化するために添加される。Nbは、鋼中不純物であるＣと結合してNbＣを形成する。このNbＣは、熱延板の粒径を微細化してｒ値の向上に寄与するとともに、仕上焼鈍における結晶粒成長を抑制し、微細組織とすることにより耐二次加工脆性を向上させる。NbＣを適切に生成させるためには固溶Ｃ濃度とのバランスが重要であり、後述するTiとの最適な組み合わせによってさらに効果が発揮される。
【００３０】
上記効果は、それぞれ0.01mass％未満では得られないため、0.01mass％以上を含有させることが望ましい。一方、Nb含有量が、0.8mass％を超えると靭性の劣化を招く。また、Ti含有量が1.0mass％を超えると、靭性の劣化を招くとともに、TiＮに起因した“ストリンガー”と呼ばれるすり疵状表面欠陥が顕著となるため、Nbは0.8mass％以下、Tiは1.0mass％以下に限定する。
【００３１】
また、鋼中のＣ，Ｎを炭窒化物として固定し、一層優れた加工性を確保するには、18≦Nb／(Ｃ＋Ｎ)＋2(Ti／(Ｃ＋Ｎ))≦60の関係を満たすように合金設計することが必要となる。ここで、Ｃ，Ｎ，Nb，Tiの各含有量(mass％)を、上記のように限定する理由は、18未満となると、鋼中のＣ，Ｎを炭窒化物として充分に固定できないため、加工性、耐食性が著しく低下し、一方、60超えとなると、炭窒化物の析出物が増加して、加工性が低下するためである。さらに、Ｃ，Ｎを十分固定させるためには、TiとＶを上記範囲とした上で、(Ti＋Ｖ)／(Ｃ＋Ｎ)＝５〜50の関係を満たすよう配慮することが好ましい。
【００３２】
本発明の鋼板は、上記各成分の他に、必要に応じて、以下の成分を含むことができる。
Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の１種または２種以上を0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30
Cu，CoおよびNiはいずれも、ステンレス鋼の耐食性や低温靭性、二次加工脆性向上に有効な元素である。そこで、Cu：0.1〜1.0mass％、Co：0.05〜0.2mass％、Ni：0.1〜2.0mass％の１種または２種以上を0.05＜(0.55×Cu＋0.85×Co＋Ni)＜0.30の範囲で含有させることが好ましい。それぞれ上記の含有量未満では、改善効果が少なく、一方上記含有量を超えて添加すると、鋼が硬質化し、また、オーステナイト相の生成により応力腐食割れの懸念が生ずる。
【００３３】
Ca：0.0007〜0.0030mass％
Caは、微量の添加により、Ti添加鋼の連続鋳造の際に発生しやすいTi系介在物によるイマージョンノズルの閉塞を有効に防止する効果を有する。しかし、0.0007mass％を超えないとその効果は少なく、また0.0030mass％を超えると耐食性を著しく低下させる。好ましくは、0.0010〜0.0015mass％である。
【００３４】
以上の各成分のほかは、Feおよび不可避的不純物である。ただし、Zr：0.5mass％以下、Ta：0.3mass％以下、Ｗ：0.3mass％以下、Sn：0.3mass％以下、Mg：0.005mass％以下を必要に応じて含有していても、本発明の各特性に格別の影響を及ぼさない。
【００３５】
次に、冷延後、仕上焼鈍し、酸洗した後、あるいはさらに、スキンパス圧延した後の本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板の特性について説明する。
ａ．平均結晶粒径：40μm以下
発明者らの研究によれば、冷延鋼板の結晶粒径の大きさと表面粗さは、耐二次加工脆性や加工後の肌荒れに大きな影響を及ぼし、その結晶粒径は小さいほど、表面粗さは小さいほど好ましいことがわかった。すなわち、仕上焼鈍し、酸洗した後、あるいはさらに、スキンパス圧延した後の平均結晶粒径が大きくなると、深絞り加工後の製品表面の凹凸が顕著となり、耐二次加工脆性が低下する。また、加工後の製品表面に生じたオレンジピールと呼ばれる肌荒れは外観の悪化を招く。この傾向は、結晶粒径が40μmを超えると著しくなるため、平均結晶粒径は40μm以下とする。望ましくは、平均結晶粒径を35μm以下とする。また、平均結晶粒径は、小さいほど耐二次加工性、その他の特性は向上するが、微細粒を得るためには、製造上の負荷、特に熱延工程での負荷が大きくなるので、平均結晶粒径は５μm以上とするのが好ましい。
【００３６】
ｂ．表面粗さＲa：0.3μm以下
冷延板の表面粗さは、本発明で最も重要な特性である。冷延後、仕上焼鈍し、酸洗した後、あるいはさらにスキンパス圧延した後の冷延板の表面粗さは、冷延板の平均結晶粒径と同様、成形加工品の耐二次加工脆性に大きな影響を与える。平均結晶粒径を40μm以下に調整しても、表面粗さＲaが0.3μmを超えると耐二次加工脆性は低下するため、その上限を0.3μmとする。また、この表面粗さは、塗装皮膜の密着性にも影響を与え、Ｒaが0.05μm以上で密着性の改善が認められる。また、表面粗さは、鋼板の深絞り性にも大きな影響を及ぼす。表面粗さＲaが0.05μm未満になると、金型と鋼板の摩擦係数が増加し、深絞り性が低下する。この理由は、鋼板表面が滑らかになり過ぎると、潤滑油を保持できなくなるとともに、金型との接触面積が増加して、摩擦抵抗が大きくなり、深絞り性を阻害するためと考えられる。これらの特性をバランスよく達成するためには、表面粗さＲaは0.05〜0.3μmの範囲とするのが好ましい。
【００３７】
なお、この表面粗さは、最終冷間圧延時または仕上焼鈍し、酸洗した後、必要に応じて行われるスキンパス圧延時において、ロールの表面粗さおよび圧下率を規制する等により調整することが好ましい。また、仕上焼鈍後に行う酸洗条件、具体的には酸濃度や温度、酸洗時間を制御することにより表面粗さを調整することもできる。
【００３８】
ｃ．塗装皮膜厚：2.0μm以上
本発明の鋼板は、塗装後の耐食性に優れるという特性を有する。特に、本発明の鋼板は、最低2.0μmの塗装皮膜厚みでも安定した耐食性が得られる。これを下回ると、発錆および腐食による減肉が顕著になる。なお、本発明の鋼板は、普通鋼に比べて、鋼板自体の耐食性が優れているため塗装皮膜の十分な密着性が確保できれば、より薄い皮膜厚みで充分な耐食性が得られる。なお、皮膜厚みが50μmを超えると防錆性の効果が飽和するとともに、塗膜の乾燥時間が長くなる等、作業性が悪化するため、皮膜厚みの上限は、50μm以下であることが望ましい。
【００３９】
また、本発明の塗装皮膜は、樹脂皮膜であることが好ましく、ウレタン樹脂、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、アクリル樹脂あるいはシリコン樹脂から選ぶことができる。中でも、汎用性の点からウレタン樹脂あるいはエポキシ樹脂であることが好ましい。なお、樹脂塗装皮膜にシリコン樹脂やアクリル樹脂等を使用すると、耐食性向上効果に加えて、鋼板表面の摩擦係数低減による加工性向上効果も期待できる。
【００４０】
次に、本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板は、製鋼、熱間圧延(スラブ加熱、粗圧延、仕上圧延)、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延（中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延も含む）、仕上焼鈍、酸洗およびその後、必要に応じて行われるスキンパス圧延の各工程を経て冷延鋼板とされる。以下、それぞれの工程の製造条件について説明する。
【００４１】
(1)スラブ加熱
スラブ加熱の温度は、低すぎると所定の条件での熱間粗圧延が困難となり、一方、加熱温度が高すぎると、熱延板の板厚方向で集合組織が不均一になるとともに、Ti4Ｃ2Ｓ2析出物が溶解し、最終冷延前の鋼板中の固溶Ｃが増大し、ｒ値の劣化を招く。そのためスラブ加熱温度は、1000〜1200℃の範囲とするのが好ましい。さらに、好ましい温度範囲は1100〜1200℃である。
【００４２】
(2)熱間粗圧延
熱間粗圧延(以下、「粗圧延」と略記する)は、850〜1100℃で行い、かつ、その少なくとも１パスを、圧下率35％以上で行う。粗圧延の圧延温度が850℃未満では、再結晶が進みにくく、スラブの柱状組織に起因した粗大な(100)コロニーの残存により、仕上焼鈍後の冷延板の加工性が劣化し、また圧延ロールへの負荷が大きくなってロール寿命が短くなる。一方、1100℃を超えると、フェライト結晶粒が粗大化して、{111}核発生サイトとなる粒界面積が減少し、仕上焼鈍後の鋼板のｒ値低下を招くことになる。したがって、粗圧延の圧延温度は850〜1100℃にする。さらに、好ましい温度範囲は900〜1050℃である。
【００４３】
また、その少なくとも１パスを、圧下率35％以上で行う理由は、粗圧延の圧下率が35％未満では、板厚方向の中心部に、バンド状の未再結晶組織が大量に残存し、深絞り性を劣化させるからである。一方、粗圧延のいずれかのパスの圧下率が60％を超えると、圧延時にロールと鋼板の焼き付けを起こし、また、圧延ロールへの噛み込み不良を生じる危険がある。このため、少なくとも１パスの圧下率を35〜60％の範囲にすることが好ましい。
【００４４】
なお、鋼の高温強度が低い材料では、例えば、JIS G0567に準拠して測定した1000℃における高温強度（ＴＳ）が、20MPa以下の鋼では、粗圧延時に鋼板表面に強い剪断歪みを生じて、板厚中心部に未再結晶組織が残り、さらに、ロールと鋼板の焼き付きを生じることもある。このような場合には、必要に応じて、摩擦係数0.3以下になるような潤滑を施してもよい。
【００４５】
上述した圧延温度と圧下率の条件を満たす粗圧延を、少なくとも１パス行うことにより、深絞り性が向上する。この１パスは、粗圧延のどのパスで行ってもよいが、圧延機の能力から、最終パスで行うのが最も好ましい。
【００４６】
(3)熱間仕上圧延
粗圧延に続く熱間仕上圧延(以下、「仕上圧延」と略記する)は、圧延温度650〜900℃で、かつ、少なくとも１パスを圧下率20〜40％で行うことが好ましい。圧延温度が650℃未満では、変形抵抗が大きくなって20％以上の圧下率を確保することが難しくなるとともに、ロール負荷が大きくなる。一方、仕上圧延温度が900℃を超えると、圧延歪みの蓄積が小さく、次工程以降における深絞り性を向上する効果が小さくなる。このため、仕上圧延温度は650〜900℃、さらに好ましくは、700〜800℃の範囲で行うのがよい。
【００４７】
また、仕上圧延時に、650〜900℃での圧下率が20％未満では、ｒ値の低下やリジングの原因になる(100)//ＮＤ、(110)//ＮＤコロニー（横田ら、川崎製鉄技報、30(1998)2,p115）（ここで、ＮＤ：鋼板表面に対して垂直方向）が大きく残存してしまう。一方、40％を超えると、噛み込み不良や鋼板の形状不良を引き起こし、鋼の表面性状の劣化を招く。よって、仕上圧延においては、圧下率20〜40％の圧延を少なくとも１パス以上行うのがよい。より好ましい範囲は25〜35％である。
【００４８】
上述した圧延温度と圧下率の条件を満たす仕上圧延を、少なくとも１パス行うことにより深絞り性は改善される。その１パスは、どのパスで行ってもよいが、圧延機の能力から、最終パスで行うのが最も好ましい。
【００４９】
(4)熱延板焼鈍
熱延板焼鈍は、この温度が800℃より低い場合には、再結晶が不十分となり、冷延鋼板のｒ値が低下するとともに、残存するバンド状組織に起因して、仕上焼鈍板でのリジング発生が著しくなる。一方、1100℃を超えると、組織が粗大化して、成形後の肌荒れや、成形限界の低下、耐食性の低下を引き起こす。さらにまた、固溶Ｃを固定した炭化物の再溶解により、鋼中の固溶Ｃが増大し、好ましい{111}再結晶集合組織の形成を阻害する。したがって、熱延板焼鈍は800〜1100℃、より好ましくは800〜1050℃の温度範囲で行うのがよい。
【００５０】
なお冷延工程で、1回冷延法を採用する場合には、熱延板焼鈍が最終冷延前の焼鈍となる。このため、この場合の焼鈍温度は、より固溶Ｃを低減し、結晶粒径を微細化するため、上記温度範囲の中でも低温側で焼鈍することが好ましい。
【００５１】
(5)冷間圧延
冷間圧延は、１回冷延法または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷延法とする。全圧下率は、１回冷延法、２回以上の冷延法の場合とも75％以上とする。全圧下率の増大は、仕上焼鈍板の{111}再結晶組織の集積度の向上に寄与するためｒ値向上に有効であり、ｒ値が2.0以上、さらに2.2以上の高ｒ値を得るためには、全圧下率は75％以上が必要であり、好ましくは80〜90％未満とするのがよい。ただし、２回以上の冷延法の場合には、(１回目冷延の圧下率)／(最終冷延の圧下率)で表される圧下率比を、0.7〜1.3とすることが好ましい。なお、高ｒ値化のためには、最終冷延直前におけるフェライト結晶粒径は40μm以下とすることも有効である。
【００５２】
さらに、本発明における冷間圧延は、被圧延材表面の剪断変形を低減し、(222)／（200）を高めて、ｒ値の向上に有効に寄与するため、ロール径と圧延方向の影響を考慮することが望ましい。すなわち、ロール径100〜200mmφのリバース圧延に比べ、260mmφ以上、好ましくは400mmφ以上のロール径を有する１方向圧延のタンデム圧延を用いる方が、表面の剪断変形を低減して(111)再結晶集合組織の集積度を増加し、ｒ値を高めるうえで効果的である。
【００５３】
なお、より高ｒ値を安定して得るため、線圧（圧延荷重／板幅）を増大させて板厚方向に均一に歪みを与えるとよい。この線圧は、3.5MN／m以上が望ましい。そのためには、熱延温度の低下、高合金化、熱延速度の増加を適宜に組み合わせることも有効である。
【００５４】
また、仕上焼鈍、酸洗後の表面粗さＲaを0.3μm以下にするためには、冷間圧延機のワークロールの表面粗さＲaを0.01〜10μm、各パスの圧下率を0.5〜60％の範囲とし、製造設備に応じて適宜選択するのが好ましい。
【００５５】
(6)中間焼鈍
中間焼鈍は、２回以上の冷延法を採用する場合に必要な工程であり、焼鈍温度は、740〜940℃とするのが好ましい。焼鈍温度が740℃に満たない場合には、再結晶が不十分となり、ｒ値が低下するとともに、残存するバンド状組織に起因して、リジングが著しくなる。一方、940℃を超えると、結晶組織が粗大化するとともに、炭化物が再固溶し、鋼中の固溶Ｃが増大して、深絞り性に好適な{111}再結晶集合組織の形成を阻害する。
【００５６】
２回冷延法の場合、中間焼鈍は、仕上焼鈍板を40μm以下の微細結晶粒かつ高ｒ値とするため、また、最終冷延前の固溶Ｃ低減のために重要である。そのため、中間焼鈍の温度は、最終冷延前の平均結晶粒径40μm以下を満たし、かつ未再結晶組織が残存しない温度範囲で低温ほどよく、熱延板焼鈍温度より50℃以上低い温度とするのが好ましい。熱延板の板厚を厚くして３回以上の冷間圧延を行う場合も、同様である。これらのことから、中間焼鈍は、740〜940℃の温度で行うのが好ましい。
【００５７】
(7)仕上焼鈍
仕上焼鈍は、高温ほど{111}再結晶集合組織が選択的に発達し、高いｒ値が得られる。しかし、仕上焼鈍温度が800℃未満では、ｒ値の向上に有効な結晶方位が得られず、平均ｒ値2.0以上を達成できないばかりか、鋼板板厚の中央にバンド状の未再結晶組織が残存し、深絞り性、耐リジング性を阻害する。また、ｒ値の向上を図るには、高温焼鈍が有効であるが、焼鈍温度が高すぎると冷延焼鈍板の結晶粒径が40μm以上に粗大化し、耐二次加工脆性が劣化する。また、加工後に肌荒れが生じ、成形限界の低下と耐食性の劣化をもたらす。そのため、仕上焼鈍温度は、平均結晶粒径40μm以下を確保できる範囲で、高温であるほど良い。本発明の鋼板では、800〜1000℃、好ましくはｒ値と二次加工脆性のバランスから850〜980℃の温度範囲で仕上焼鈍するのが好ましい。
【００５８】
(8)酸洗
冷延板の仕上焼鈍後に行う酸洗は、鋼板表面のスケールおよび脱クロム層除去を目的として行う。酸洗方法は、中性塩電解酸洗、硝酸−フッ酸の混酸酸洗、硝酸電解等を組み合わせた工程で行うことが好ましい。この場合、酸濃度、浸漬時間、酸温度によって酸洗性すなわち脱スケール性および主に冷延工程で付与される表面の凹凸が変化するため、スキンパス圧延を施さず製品板にする２Ｄ材（冷間圧延後、熱処理、酸洗したままの状態の製品板）の場合、特に冷延ロールの粗度管理および酸洗条件の適正化が必要となる。酸洗不足だと、表面にスケールが残存、過酸洗になると粒界が主に侵食され肌荒れなどの不具合が生じる。
【００５９】
各酸洗工程の条件は、中性塩電解酸洗を行う場合は、酸：Na2ＳＯ4、酸濃度：30〜100g／l、酸温度：60〜90℃、酸洗時間：５〜60secが望ましく、硝酸−フッ酸の混酸酸洗の場合は、酸：ＨＦ＋ＨＮＯ3、酸濃度：５〜20g／l、酸温度：50〜70℃、酸洗時間：５〜60secが望ましく、硝酸電解酸洗の場合は、酸：ＨＮＯ3、酸濃度：50〜200g／l、酸温度：50〜70℃、酸洗時間：５〜60secが望ましい。
【００６０】
(9)スキンパス圧延(調質圧延)
スキンパス圧延は、主に冷延焼鈍板の形状矯正および表面粗さ制御のために行う。スキンパスロールの表面粗さＲa(JIS B0601)を0.05〜１μm、圧下率は0.1〜10％程度の範囲とし、これらを適宜組み合わせ鋼板表面の表面粗さの調整を行う。耐二次加工脆性向上のためには、鋼板の表面粗さＲaを0.3μm以下にすることが重要であるが、表面粗さＲaを0.05μm以下にした場合、金型と鋼板表面の摩擦抵抗が上昇し、深絞り性が低下する。さらに、表面に適度の凹凸があった方が、塗料と鋼板表面の接触面積が増えて塗料の密着性が向上する。
【００６１】
(10)皮膜塗装
ステンレス鋼を中性塩化物大気環境で使用する場合、特に、隙間部、溶接部、異種金属接合部等における耐食性が問題となる。現状では、これら耐食性の乏しい部位を基準に素材選定を行うため、その他の部位に対しては過剰品質になる傾向があった。そこで、隙間部、溶接部、異種金属接合部等に塗装処理を施すことで、耐食性が向上できれば、合金元素含有量が低いステンレス鋼への代替が可能になる。
【００６２】
本発明に用いる樹脂皮膜塗料には、常温硬化型と加熱硬化型とがあり、塗布して常温放置または加熱焼付して乾燥することにより、硬化した塗装皮膜を形成している。塗料は、主に樹脂、顔料および溶剤からなる。この中の樹脂としては、ウレタン樹脂、エポキシ樹脂、フッ素樹脂、アクリル樹脂あるいはシリコン樹脂を単独または混合して使用することができるが、ウレタン樹脂、エポキシ樹脂が汎用性の点で好ましい。また、顔料は、樹脂の分散あるいは塗膜の乾燥、硬化等の諸特性を改良するために添加され、乾燥剤、硬化剤、可塑剤、乳化剤、着色顔料のほか亜鉛、アルミニウム、ステンレス鋼その他の防錆のための金属粉等からなる。また、溶剤は、主にシンナー等の有機溶剤等の希釈剤である。
【００６３】
なお、樹脂塗装する方法としては、スプレー塗装、粉体塗装、カチオン電着塗装、刷毛塗り塗装など、公知の塗装方法が使用可能である。特に、電着塗装の場合は、鋼板をアルカリ脱脂後、化成処理を行った後、カチオン電着塗装を施すと良好な塗膜が得られる。
【００６４】
以上説明した本発明の鋼板を溶接して使用する場合には、ＴＩＧ、ＭＩＧを始めとするアーク溶接、シーム溶接等の抵抗溶接、レーザー溶接など、通常の溶接方法はすべて適用可能である。
【００６５】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する鋼A１〜A26の鋼を連続鋳造により鋼スラブとした後、1150℃に再加熱し、粗圧延を950〜1100℃で行い、かつその少なくとも１パスを圧下率：40〜60％で行った。仕上圧延は、圧延温度：750〜900℃の温度範囲で行い、かつそのうち少なくとも１パスを圧下率20〜40％で行った。熱間圧延後、平均冷却速度：30℃／secで冷却して巻取り、板厚：5.0mmの熱延鋼板とした。その後、熱延鋼板を、890〜950℃で熱延板焼鈍後、酸洗し、0.8mmまで１回で冷間圧延を行った(トータル圧下率：84％)。この時の冷間圧延のロール粗さは0.05〜1.0μm、400φ以上のロール径を有する１方向圧延のタンデム圧延により、線圧3.5MN／m以上で圧延を行い、その後、880〜960℃×30秒の仕上焼鈍を行い、中性塩電解（酸：Na2ＳＯ4、酸濃度：30〜100g／l、酸温度：60〜90℃、酸洗時間：５〜60sec）、混酸酸洗（酸：ＨＦ＋ＨＮＯ3、酸濃度：５〜20g／l、酸温度：50〜70℃、酸洗時間：５〜60sec）、硝酸浸漬（酸：ＨＮＯ3、酸濃度：50〜200g／l、酸温度：50〜70℃、酸洗時間：５〜60sec）の順で酸洗処理を行った後、さらに表面粗さ0.04〜0.15μmのロールを用いて圧下率0.5％のスキンパス圧延を行った。これらの鋼板コイルの幅方向中央部から、試験片を採取し、引張試験、平均ｒ値、脆性遷移温度、平均結晶粒径および表面粗さＲaの測定に供した。
【００６６】
上記各試験は、以下の方法で行った。
＜引張特性、平均ｒ値＞
引張強度(ＴＳ)および伸び(Ｅｌ)は、JIS 13号Ｂ型引張試験片を用いて、JIS Z2241に準じて測定した。また、平均ｒ値は、JIS 13号Ｂ型引張試験片を圧延方向と平行（L)、45度（D)および直角（C)方向から採取し、15％の単軸引張予歪を与えて各方向のｒ値(ｒＬ、ｒＤ、ｒＣ)を求め、次式により求めた。
平均ｒ値＝(ｒＬ＋2ｒＤ＋ｒＣ)／4
なお、本発明は、上記平均ｒ値が2.0以上のフェライト系ステンレス鋼板の開発を目標としており、ｒ値≧2.0を深絞り性が良好と評価した。
【００６７】
＜平均結晶粒径＞
平均結晶粒径は、得られた仕上焼鈍板の圧延方向(Ｌ方向)断面の板厚1/2位置、1/4位置および1/6位置について、フェライト結晶粒度をJIS G 0552(切断法)に準拠して求めた。その結果の結晶粒径への換算は、上記JIS G 0552に準じて求めた、断面積１mm2当たりの結晶粒の数ｎでもとに、結晶粒を円近似し、
ｎ×ｒ2×π＝１mm2
から、結晶粒半径ｒを求め、結晶粒径(２ｒ)を算出した。例えば、粒度番号6.0の場合、ｎ＝512個、結晶粒径の平均断面積は0.00195mm2となり、平均結晶粒径は49.8μmが得られる。
【００６８】
＜表面粗さＲa＞
鋼板の表面粗さＲaは、JIS B 0601に準拠し、接触法により鋼板圧延直角方向のＲaを５点測定し、その平均値を表面粗さとした。
【００６９】
＜脆性遷移温度＞
脆性遷移温度は、破壊挙動が延性破壊から脆性破壊へ移行する温度であり、鋼板の二次加工脆性を評価する指標の一つである。測定方法は、板厚0.8mmの仕上焼鈍板から径50mmφの円板試料を打抜き、この試料を脱脂後、両面塗油し、コニカルカップ試験機で、24.4mmφのカップに絞り、フランジ凹部に目印を付けた後、カップ高さを21mmに切り揃えた。この時のカップ成形条件は、ブランク径：50mmφ、パンチ径：17.46mmφ、ダイス穴径：19.95mmφ、ダイス肩Ｒ：4.0mm、ダイス開き角度：60°、潤滑油：マシン油(出光ダイアナフレシアU46)とした。その後、この試験片を所定の試験温度に保持した後、凹部目印を上にして置き、4.0kgの円柱状の錘を80cm高さから落下させ、縦割れ発生の有無を調べた。試験温度は＋80℃から−80℃まで変化させ、縦割れが発生した温度を遷移温度とした。試験片は、各条件で３個作製し、測定した遷移温度が全て−60℃以下の場合を、耐二次加工脆性が良好と判断した。
【００７０】
【表１】
0003680829.tif 000002
【００７１】
表２に、鋼A１〜A26の鋼板について、引張特性(ＴＳ，Ｅｌ)、平均ｒ値、平均結晶粒径、表面粗さＲaおよび脆性遷移温度を調査した結果を示した。鋼中の固溶Ｃ，Ｎを低減し、Ti，NbおよびＢを適量添加した本発明の成分範囲を満たす本発明の鋼は、いずれも平均ｒ値2.0以上の高いｒ値を有しており、さらに、平均結晶粒径、表面粗さを適正範囲に制御することにより、遷移温度が−60℃以下と、耐二次加工脆性に優れた特性が得られることがわかる。これに対し、本発明の成分範囲を外れているものは、平均結晶粒径、表面粗さＲaを本発明範囲としても、平均ｒ値、脆性遷移温度のいずれかが、本発明の要求を満たさないことがわかる。
【００７２】
【表２】
0003680829.tif 000003
【００７３】
（実施例２）
表１に記載された本発明の成分条件を満たす鋼A4の鋼を素材とし、実施例１と同様にして板厚0.8mmの冷延鋼板を作製した。この際、最終冷延後の仕上焼鈍条件を変化させて、平均結晶粒径を17〜100μmに変化させ、また、スキンパス圧延ロールの表面粗さＲaを0.1〜1.0μm、圧下率を0.5〜３％の範囲で種々に変えることにより鋼板の表面粗さＲaを0.03〜1.21μmに変化させた。得られた鋼板について、実施例１と同様にして、引張特性、平均ｒ値、平均結晶粒径、表面粗さＲaおよび脆性遷移温度を測定した。
【００７４】
上記試験結果を表３に示した。この結果から、平均結晶粒径が40μmを超えると、また、表面粗さＲaが0.3μmを超えると、平均ｒ値は良好であるものの、脆性遷移温度が−60℃を超えるようになり脆性特性が劣化することがわかる。
【００７５】
【表３】
0003680829.tif 000004
【００７６】
（実施例３）
表２に記載された鋼A4、A16およびA26の鋼板について、日本ペイント社製のサーフダインSD2500MZL溶液で化成処理後、同社製の塗装液パワートップV-20（エポキシ系樹脂塗料）を用いて種々の膜厚のカチオン電着塗装を施し、塗装皮膜の密着性、塗装後の耐食性、耐穴あき性の試験を行った。各測定は、以下の要領で行った。なお、膜厚の測定は、塗装後の試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、50〜200倍の倍率で実測した。
【００７７】
＜塗装密着性＞
樹脂塗装した皮膜面の密着性は、塗装後の40mm×40mm面積に対して、カッターで、５mm間隔で碁盤目状に樹脂皮膜に傷をつけた試験片に対して、3.5mass％NaCl溶液(30℃)を用いた塩水噴霧試験を200時間行い、二次密着性を評価した。ここで、二次密着性とは、塩水噴霧試験後、テープ剥離試験で評価した密着性のことである。評価は、Ａ(剥離なし)、Ｂ(剥離なし)、Ｃ(剥離小)、Ｄ(剥離大)の４段階に判定し、Ｂランク以上であれば実用上問題ないレベルと判断した。
【００７８】
＜塗装後耐食性試験＞
樹脂塗装した皮膜面について、塗装後の耐食性を評価した。試験方法は、塗装後の40mm×40mmの面積に対して、カッターで、５mm間隔で碁盤目状に樹脂皮膜に傷をつけた試験片に対して、3.5mass％NaCl溶液(30℃)を用いた塩水噴霧試験を200時間行い、錆の発生程度から、Ａ(錆発生なし)、Ｂ(微小な錆発生)、Ｃ(錆あり)、Ｄ(錆大)の４段階に判定し、Ｂランク以上であれば実用上問題ないレベルと判断した。
【００７９】
＜耐穴あき性試験＞
塗装後の鋼板に対し、耐穴あき性評価のため、塩乾湿複合サイクル腐食試験(ＣＣＴ；35℃，５mass％NaCl塩水噴霧×0.5時間→60℃乾燥×１時間→40℃湿潤雰囲気(相対湿度≧95％)×１時間を１サイクルとする腐食サイクル試験)を30サイクル実施後、鋼板に生じた最大侵食深さを評価した。合否の判断は、孔食部10点について侵食深さを測定し、各点の侵食探さの平均が３μm未満を良(○印)、３〜５μmを普通(△)、５μm超えを不良(×)とした。
【００８０】
上記試験結果を表４に示した。この表から、表面粗さＲaが0.3μmを超えると、脆性遷移温度の上昇以外に、塗装の密着性の劣化を招くことがわかる。また、本発明鋼において良好な耐食性を得るためには、塗装膜厚は2.0μm以上であればよいこともわかる。この膜厚は、普通鋼の塗装膜厚(約10μm以上)と比較し1/5以下の厚さであり、本発明鋼は塗装後耐食性の面でも優れた特性を有する。さらに、優れた塗装性を確保するためいには、表面粗さＲaが0.05μm以上が好ましいこともわかる。
【００８１】
【表４】
0003680829.tif 000005
【００８２】
（実施例４）
表１に示したＢ含有量が異なる鋼A4，A5およびA10の鋼スラブを、実施例１と同一条件にて熱間圧延し、冷間圧延して板厚0.8mmとした。その後、仕上焼鈍を、焼鈍温度を840〜990℃の範囲で種々に変動させて行い、平均結晶粒径を10〜100μmの範囲に変化させた冷延焼鈍板とし、さらに、実施例１と同一条件で、酸洗処理とスキンパス圧延を行い、鋼板の表面粗さＲaを0.3μm以下に制御した。得られた鋼板からサンプルを採取し、実施例１と同一の条件で平均結晶粒径および脆性遷移温度を測定した。結果を図１に示したが、Ｂを適正量添加し、平均結晶粒径を40μm以下、表面粗さＲaを0.3μm以下とすることで、脆性遷移温度が−60℃以下の優れた耐二次加工靭性が得られることがわかる。
【００８３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、複雑な形状を有する自動車用の外板や強度部材等にも使用可能な優れた深絞り性を有し、かつ加工後の耐二次加工脆性、あるいは、さらに塗装密着性や塗装後の耐食性等に優れた特性を有するフェライト系ステンレス鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｂ添加量と結晶粒径が脆性遷移温度に及ぼす影響を示す図である。
【図１】
0003680829.tif 000006