"質量にて、C:0.001~0.010、Si:0.01~0.30、Mn:0.01~0.30、P:0.005~0.035、S:0.0001~0.0100、Cr:15~22、N:0.001~0.020、Ti:0.05~0.35、Al:0.005~0.1、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延板を製造する際に、熱延板焼鈍工程として800~1100°Cで熱処理を行い、500~800°Cの温度範囲における平均冷却速度が5°C/秒以下であり、鋼中にTiNを除く長辺0.01~1.0μmの析出粒子を有し、結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする加工肌荒れの少ない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。前記鋼スラブが、さらに質量にて、Mg:0.0001~0.0050、Nb:0.01~0.6、Mo:0.1~2.0、Ni:0.1~2.0、Cu:0.1~2.0、B:0.0003~0.0050の1種または2種以上含有していることを特徴とする請求項1に記載の加工肌荒れの少ない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。ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、角ブランク:200mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13の条件で絞り比2.0の円筒深絞り成形後のフランジ表面においてRz十点平均粗さで表記される表面粗さが5μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の加工肌荒れの少ない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。質量にて、C:0.001~0.010、Si:0.01~0.30、Mn:0.01~0.30、P:0.005~0.035、S:0.0001~0.0100、Cr:15~22、N:0.001~0.020、Ti:0.05~0.35、Al:0.005~0.1、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延板を製造する際に、熱延板焼鈍工程として800~1100°Cで熱処理を行い、500~800°Cの温度範囲における平均冷却速度を5°C/秒以下とし、熱延板焼鈍後、さらに500~800°Cの温度範囲で熱処理を施し、鋼中にTiNを除く長辺0.01~1.0μmの析出粒子を有し、結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする加工肌荒れの少ない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。前記鋼スラブが、さらに質量にて、Mg:0.0001~0.0050、Nb:0.01~0.6、Mo:0.1~2.0、Ni:0.1~2.0、Cu:0.1~2.0、B:0.0003~0.0050の1種または2種以上含有していることを特徴とする請求項4に記載の加工肌荒れの少ない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。ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、角ブランク:200mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13の条件で絞り比2.0の円筒深絞り成形後のフランジ表面においてRz十点平均粗さで表記される表面粗さが5μm以下であることを特徴とする請求項4または5に記載の加工肌荒れの少ない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。本発明は、鋼の成分,析出物,結晶粒径が適正範囲を満足する組織制御により、上述した課題を解決し、加工肌荒れの少ない成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板とその製造方法ならびにプレス成形方法を得るべく案出されたものである。1質量にて、C:0.001~0.010、Si:0.01~0.30、Mn:0.01~0.30、P:0.005~0.035、S:0.0001~0.0100、Cr:15~22、N:0.001~0.020、Ti:0.05~0.35、Al:0.005~0.1、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延板を製造する際に、熱延板焼鈍工程として800~1100°Cで熱処理を行い、500~800°Cの温度範囲における平均冷却速度が5°C/秒以下であり、鋼中にTiNを除く長辺0.01~1.0μmの析出粒子を有し、結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする加工肌荒れの少ない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。2前記鋼スラブが、さらに質量にて、Mg:0.0001~0.0050、Nb:0.01~0.6、Mo:0.1~2.0、Ni:0.1~2.0、Cu:0.1~2.0、B:0.0003~0.0050の1種または2種以上含有していることを特徴とする1に記載の加工肌荒れの少ない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。3ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、角ブランク:200mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13の条件で絞り比2.0の円筒深絞り成形後のフランジ表面においてRz十点平均粗さで表記される表面粗さが5μm以下であることを特徴とする1または2に記載の加工肌荒れの少ない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。4質量にて、C:0.001~0.010、Si:0.01~0.30、Mn:0.01~0.30、P:0.005~0.035、S:0.0001~0.0100、Cr:15~22、N:0.001~0.020、Ti:0.05~0.35、Al:0.005~0.1、残部がFeおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、その後冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延板を製造する際に、熱延板焼鈍工程として800~1100°Cで熱処理を行い、500~800°Cの温度範囲における平均冷却速度を5°C/秒以下とし、熱延板焼鈍後、さらに500~800°Cの温度範囲で熱処理を施し、鋼中にTiNを除く長辺0.01~1.0μmの析出粒子を有し、結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする加工肌荒れの少ない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。5前記鋼スラブが、さらに質量にて、Mg:0.0001~0.0050、Nb:0.01~0.6、Mo:0.1~2.0、Ni:0.1~2.0、Cu:0.1~2.0、B:0.0003~0.0050の1種または2種以上含有していることを特徴とする4に記載の加工肌荒れの少ない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。6ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、角ブランク:200mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13の条件で絞り比2.0の円筒深絞り成形後のフランジ表面においてRz十点平均粗さで表記される表面粗さが5μm以下であることを特徴とする4または5に記載の加工肌荒れの少ない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。以下、上記1~6の製造方法に係わる発明をそれぞれ本発明という。また、1~6の発明を合わせて、本発明ということがある。以上に説明したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、成分,析出物,結晶粒径が適正範囲を満足する組織制御により、オ-ステナイト系ステンレス鋼板に匹敵するまで加工肌荒れを低減することができる。このフェライト系ステンレス鋼板は、1~6の本発明の方法によって、工業的に安定して製造することができる。本発明者らは、前記した課題を解決するために、フェライト系ステンレス鋼板に発生する加工肌荒れについて種々検討を行い、下記の新しい知見を得た。フェライト系ステンレス鋼板に発生する加工肌荒れについて、図1に示すような流し台水槽に深絞り成形する場合を例に説明する。図1のxに示すような側壁部分は矢印の方向への引張り応力を主に受ける。他方、図1のyに示すような円弧状のコーナー部は、歪経路の異なる応力,すなわち、矢印1で示す半径方向への引張り応力と矢印2で示す円周方向の圧縮応力が作用する。このような歪経路の異なる応力が作用するコーナー部の加工肌荒れについては、素材の耐リジング性の改善に加え,その変形様式の影響について十分考慮した対策をとる必要がある。近年、流し台の高機能化やデザイン化が進行した結果、円弧状のコーナー部,特にコーナー部のフランジ図1のyと記した領域においても表面品質を要求される場合がある。本発明者らは、これらコーナー部に生じる加工肌荒れと変形様式との関係について詳細な解析を行うことにより、その対策を検討した。aコーナー部の加工肌荒れ表面には、複数の結晶粒を貫くように変形の集中した帯以下、コーナー部の肌荒れ帯と呼ぶが出現する場合が多い。bコーナー部の肌荒れ帯は、素材の圧延方向にそって出現する場合が多い。c加工肌荒れは、コーナー部の肌荒れ帯の方向にそった凹凸として認識することができ、凹凸の単位は素材の結晶粒径と比較して十分大きい場合が存在する。d加工肌荒れが顕著となるのは、凹凸の単位が素材の結晶粒径と比較して十分大きい場合,縮みフランジ変形で生じる材料の幅縮みが大きく凹凸の高低差が大きくなる場合である。e上記のような加工肌荒れに及ぼす変形様式の影響に基づいて、その対策は、1コーナー部の肌荒れ帯の方向にそった凹凸の単位を小さくする,2縮みフランジ変形で生じる材料の幅縮みを抑制することが考えられる。f1の材料面からの対策は、素材の結晶粒を細粒化し、かつ縮みフランジ変形で生じる凹凸の単位を小さくすることである。ここで、凹凸の単位を小さくするには、凝固組織に由来する{100}<011>方位粒を徹底的に破壊するために、熱延板焼鈍による十分な再結晶を必要とする。熱延板焼鈍による十分な再結晶を施してかつ細粒組織を得るには、熱延板焼鈍後に結晶粒のピン止め効果を持つ析出粒子を析出させることが有効である。g1の加工面からの対策は、縮みフランジ変形で生じるコーナー部の肌荒れ帯の方向をランダムにし、その結果として凹凸の単位や高低差を軽減することである。ここで、コーナー部の肌荒れ帯の方向をランダムにするには、プレス成形に供するブランクの板取り方向を変えることが有効な手段となる。h2の材料面からの対策はr値を低下させることになりかねない。これは、成形性を阻害することになるため得策でない。i2の加工面からの対策は、プレス成形に供するブランクのコーナーカットによりコーナー部の円周方向に作用する圧縮応力を軽減することが有効な手段となる。前記1~6の本発明は、上記a~iの知見に基づいて完成されたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の表示は質量を意味する。A成分の限定理由を以下に説明する。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。但し、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を0.001とした。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して0.002~0.005とする。Siは、脱酸元素として添加される場合がある。しかし、固溶強化元素であり、伸びの低下抑制からその含有量は少ないほど良いため、上限を0.30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、下限を0.01とした。好ましくは、加工性や製造コストを考慮して0.03~0.15とする。Mnは、Siと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を0.30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、下限を0.01とした。好ましくは、加工性と製造コストを考慮して0.03~0.15とする。Pは、SiやMnと同様、固溶強化元素であるため、その含有量は少ないほど良い。伸びの低下抑制から上限を0.035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、下限を0.005とした。好ましくは、製造コストと加工性を考慮して0.010~0.020とする。Sは、不純物元素であり、熱間加工性や耐食性を阻害するため、その含有量は少ないほど良い。そのため、上限は0.010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、下限を0.0001とした。好ましくは、耐食性や製造コストを考慮して0.0010~0.0050とする。Crは、耐食性を確保するための必須元素であり、下限を15とした。但し、22超の添加は靱性低下により製造性が阻害され、伸びも劣化する。よって、Crの上限は22とした。好ましくは、耐食性および製造性と加工性を考慮して16~19とする。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、上限を0.020とした。但し、過度の低下は凝固時にフェライト粒生成の核となるTiNが析出せず、凝固組織が柱状晶化し、製品板成形時の耐リジング性が劣化する懸念がある。また、Nが過剰に添加された場合、固溶Nにより伸びの低下をもたらすことから、下限を0.001とした。好ましくは、製造コストと耐食性を考慮して0.005~0.012とする。Tiは、C,N,S,Pと結合して耐食性、耐粒界腐食性および深絞り性を向上させる。Tiの添加により、TiC,Ti4C2S2,TiN,FeTiPなどが析出する。本発明での熱延板焼鈍やその後の熱処理において、これら析出粒子の固溶と析出を制御することにより、再結晶の促進と結晶粒の細粒化を両立することが可能となり、1、4の本発明の組織を造り込むことができる。これら効果を得るため、下限を0.05とした。しかし、Tiも固溶強化元素であり、過度の添加は伸びの低下に繋がるため、上限を0.35とした。好ましくは、溶接部の粒界腐食性や加工性を考慮して0.10~0.20とする。Alは、脱酸元素として有効な元素であるため、下限を0.005とした。しかし、過度の添加は成形性、溶接性および表面品質の劣化をもたらすため、上限を0.1とした。好ましくは、精錬コストを考慮して0.01~0.05とする。Mgは、溶鋼中でAlとともにMg酸化物を形成し脱酸剤として作用する他、TiNの晶出核として作用する。TiNは凝固過程においてフェライト相の凝固核となり、TiNの晶出を促進させることで、凝固時にフェライト相を微細生成させることができる。凝固組織を微細化させることにより、製品のリジングやロ-ピングなどの粗大凝固組織に起因した表面欠陥を防止できる他、成形性の向上をもたらす。TiNの晶出核となるMg酸化物の溶鋼中での積極的な形成は、Mg0.0001から発現する。これら効果を得るため、下限を0.0001とした。但し、0.0050を超えると溶接性が劣化するため、上限を0.0050とした。好ましくは、精錬コストを考慮して0.0003~0.0020とする。Nbは、成形性と耐食性を向上させる元素であり、要求させる用途に応じて添加する。その添加量は0.01以上添加することによりその効果が発現する。そのため添加する場合は、下限を0.01とした。しかし、過度な添加は材料強度を上昇させて延性の低下をもたらすため、上限を0.6とした。好ましくは、製造性や延性を考慮して0.1~0.3とする。Mo、Ni、Cuは耐食性を向上させる元素であり、耐食性が要求される用途では添加する。添加する場合は、その効果が発現する0.1以上とする。しかし、過度な添加は成形性、特に延性の低下をもたらすため、上限を2.0とした。好ましくは、製造性や延性を考慮して0.5~1.5とする。Bは、2次加工性を向上させる元素であり、Ti添加鋼への添加は有効である。Ti添加鋼はTiでCを固定するため、粒界の強度が低下し、2次加工の際に粒界割れが生じやすくなる。添加する場合は、その効果が発現する0.0003以上とする。しかし、過度の添加は、伸びの低下をもたらすため、上限を0.0050とした。好ましくは、精錬コストや延性を考慮して0.0005~0.0020とする。B組織に関する限定理由を以下に説明する。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、A項で述べた成分を有し、深絞り成形で生じる加工肌荒れを低減するために、結晶粒径とその粒径制御に不可欠な析出粒子のサイズを規定したものである。結晶粒径を小さくすることは、cで述べた肌荒れの凹凸の単位およびその高低差を低減する。深絞り成形により3、6の本発明の表面粗さを得るには、結晶粒径を20μm以下とする。好ましくは5~15μmとする。結晶粒径を5μm以下とすることは、A項で述べた成分を有する鋼の場合、実用上困難である。3、6の本発明で規定するRz十点平均粗さは、SUS304を深絞り成形した場合と同等に加工肌荒れが低減されることを表す。3、6の本発明条件で深絞り成形してRzを5μm以下とすれば、視覚的あるいは触感的にもSUS304と違和感なく加工肌荒れは低減されている。好ましくは3μm以下とする。また、深絞り成形に供する素材の粗さの影響から、1μm以下とすることは困難である。析出粒子のサイズは、冷延板焼鈍時の結晶粒成長を抑制して、結晶粒径を20μm以下とするために、鋼中のTiN以外の析出粒子、即ちTiC,Ti4C2S2,FeTiPなどの最大粒子径を0.01~1.0μmとする。TiNは凝固過程で析出するため、1.0μmを超えるものが殆どである。1.0μmを超える析出粒子は、その分散状態もまばらであり結晶粒成長のピン止めには寄与しない。逆に、0.01μm未満の微細析出粒子を分散させることは、工業的な製造プロセスを考慮すると大変困難である。析出粒子のサイズは、その長辺を0.05~0.5μmとするのが好ましい。素材の結晶粒径は、JISG0552に規定するフェライト粒径測定法により、光学顕微鏡の倍率×100~400の視野から求められる平均粒径を指す。観察する視野は板厚の1/4付近とし、観察する視野数を5以上とする。平均粒径は、JISで規定する切断法から求めた結晶粒界の数でその測定長さを割ることにより計算できる。析出物の粒子径は、抽出レプリカ法で電子顕微鏡観察されたものを指す。析出物粒子はほぼ楕円形状を有しており、析出物の最大粒子径は楕円の長径を意味する。これら析出物粒子はその分散状態を倍率×2000程度で確認し、粒子径は倍率×10000程度に拡大した視野から求められる。観察する視野数は無作為に5以上とし、最大粒子径は各視野から観察された最大粒子径の平均値とする。析出粒子を構成する元素はEDXにより検出される。EDXとは、エネルギ-分散型X線分光法をいう。C製造方法前記A項に記載の成分を有するフェライト系ステンレス鋼において、素材および深絞り成形後に前記B項の記載とするためには、熱延板焼鈍の条件を以下のように制御するのが好ましい。熱延板焼鈍は、fで述べたように再結晶を促進するために、再結晶温度域である850°C以上で行う。1100°Cを超えると結晶粒径の粗粒化に繋がり、冷延板焼鈍において細粒組織を得ることが困難となる。従って、熱延板焼鈍温度は850~1100°Cとした。好ましくは870~950°Cである。前記B項で述べた冷延板焼鈍時の結晶粒成長を抑制する析出粒子を析出させるために、熱延板焼鈍後、500~800°Cの温度範囲における平均冷却速度を5°C/秒以下とする。前記B項で述べた析出粒子を効率的に析出させるには、再結晶温度以下を緩冷却する。そのため、緩冷却する温度の上限は800°C,好ましくは750°Cとする。また、下限は500°Cとする。500°C未満において析出させるには長時間を有し、実用上困難である。前記B項で述べた析出粒子をより効率的に析出させるには、熱延板焼鈍を完了したものを、再度500~800°Cの温度範囲で熱処理する。熱処理の時間は、通常の連続焼鈍ラインで実施される10秒~300秒あるいは、箱型焼鈍による1~20時間としてもよい。これら熱延板焼鈍後の熱処理に供する鋼板は、上記の熱延板焼鈍工程による緩冷却実施の有無を問わない。上記のような熱延板焼鈍工程を施した後、冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延焼鈍板の製品を製造する。冷間圧延後の焼鈍条件は特に規定するものではないが、細粒組織を得るために900°C以下とすることが好ましい。D深絞り成形方法フェライト系ステンレス鋼板の加工肌荒れを低減するには、以下の条件でプレス成形する。プレス成形に供する鋼板は、前記Aの成分を有するフェライト系ステンレス鋼板を対象とする。好ましくは、前記Aの成分を有する鋼に前記Cの製造方法などを適用して前記Bの組織としたフェライト系ステンレス鋼板とする。プレス成形方法について、3、6の本発明の深絞り成形を行う場合を例に説明する。図2及び図3は、角ブランク200mmを3、6の本発明に規定する条件で深絞り成形した場合に得られるプレス成形品を示している。角ブランク200mmは、各辺が素材の圧延方向と圧延垂直方向であるように採取すると、プレス成形後、矢印に示すフランジ表面においてaからcで前記したコーナー部の肌荒れ帯による凹凸が大きくなり、加工肌荒れが顕著となる。これら加工肌荒れを低減するには、gとiで前記したように、板取りの方向を変える,あるいはコーナーカットを行う。板取りの方向は、板面において素材の圧延方向から15°以上、75°以下で傾けるものとする。これにより、3、6の本発明で規定するフランジ表面のRzは、5μm以下となり、加工肌荒れを低減することができる。好ましくは、図2及び図3に示すように素材の圧延方向から45°程度傾けるものとする。コーナーカットは、角ブランクのコーナー部の円周方向に作用する圧縮ひずみを小さくして加工肌荒れを低減するために行う。コーナーカットは、深絞り成形で円周方向に作用する圧縮ひずみを公称ひずみで0.25以下となるように行うものとする。これにより、3、6の本発明で規定するフランジ表面のRzは、5μm以下となり、加工肌荒れを低減することができる。好ましくは、公称ひずみを0.20以下とするようにコーナーカットを実施する。コーナーカットは、加工肌荒れを低減するために板取りの方向を変えた角ブランクについて実施しても構わない。コーナー部のひずみは、スクライブドサ-クルテストS.C.Tにより測定される。S.C.Tとは、プレス前にあらかじめ鋼板の表面に円群を電解腐食法などによりマ-キングし、プレス成形後、そのマ-クの変形から発生したひずみを測定するものである。図2及び図3に示すプレス成形品は、上記のようなS.C.T.を実施したものである。L0はプレス前にコーナー部へマ-キングしたサ-クルの直径であり,Lθはプレス成形後、そのマ-クの変形から、コーナー部の円周方向に対応する辺の長さを表している。ここで、コーナー部の円周方向に作用する圧縮ひずみは、下記1式により計算される公称ひずみとする。εθ=-/L01式深絞り条件は、一回のプレス成形工程において0.1≦絞り深さ/短辺<2.0とする。図1に示す流し台水槽の場合を例に説明すると、絞り深さはh,短辺はL1となる。絞り深さ/短辺<0.1の場合は、加工量が小さく上記1式で計算される圧縮ひずみも0.25に満たないため、加工肌荒れは問題とならない。従って、絞り深さ/短辺の下限を0.1とした。他方、一回のプレス成形工程において絞り深さ/短辺>2.0を超える成形は、フェライト系ステンレス鋼で困難である。従って、絞り深さ/短辺の上限を2.0とした。好ましくは、一回のプレス成形工程において0.2<絞り深さ/短辺<1.0とする。金型と材料のクリアランス隙間は、通常、深絞り成形の場合、30~1000.3~1.0×板厚の隙間とする。この範囲においては、発生する加工肌荒れの程度に対する影響はほとんどない。本発明の製造方法を実施して、本発明の組織としたフェライト系ステンレス鋼板の実施例を以下に述べる。表1の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を溶製し、加熱温度1150~1250°Cの熱間圧延を行い板厚3.8mmの熱延鋼板とした。熱延鋼板は焼鈍し、酸洗後に板厚0.8mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行い酸洗、調質圧延を施して製品とした。熱延板焼鈍は、本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。上記のようにして得た厚さ0.8mmの冷延鋼板から200mm角ブランクを採取し、ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13、クリアランス:87.5の条件で円筒深絞り成形を行った。角ブランクは、各辺が素材の圧延方向と圧延垂直方向になるように採取した。角ブランクのコーナーカットは実施していない。フェライト系ステンレス鋼板の結晶粒径は、JISG0552に規定するフェライト粒径測定法により求めた。フェライト系ステンレス鋼板に析出した析出粒子は、抽出レプリカ法により作製したサンプルを透過型電子顕微鏡観察して粒子径を求めた。さらに、析出粒子は、電子回折像を撮影して結晶構造を同定し、EDXを用いて析出粒子を構成する元素の検出を行った。加工肌荒れは、上記円筒深絞り後の表面外観を目視判定するとともに、図2及び図3に示すフランジ部分において、JISB0601に規定する十点平均表面粗さ以下、Rzを測定して評価した。各鋼の製造条件と組織、加工肌荒れの評価結果を表2に示す。円筒深絞り後のフランジ表面において、No.8に示すSUS304と同程度までRzが低減されているものを本発明とする。No1~7は、本発明で規定する製造条件を実施して、本発明で規定する鋼の成分,析出物,結晶粒径を満足することにより、加工肌荒れを低減したものである。No9~14は、本発明に該当する鋼の成分を有するが、本発明で規定する組織析出物、結晶粒径を満足していないため、加工肌荒れがNo.8に示すSUS304と比較して顕著となった。本発明の成分を有するフェライト系ステンレス鋼板において本発明のプレス成形方法を適用した実施例を以下に述べる。ここで、本発明のプレス成形方法を適用するフェライト系ステンレス鋼板は、本発明の製造方法を実施して、本発明の組織としたものも含まれる。表1の成分を有するフェライト系ステンレス鋼を溶製し、加熱温度1150~1250°Cの熱間圧延を行い板厚3.8mmの熱延鋼板とした。熱延鋼板は焼鈍し、酸洗後に板厚0.8mmまで冷間圧延し、仕上げ焼鈍を行い酸洗、調質圧延を施して製品とした。熱延板焼鈍は、本発明で規定する範囲とそれ以外の条件でも実施した。上記のようにして得た厚さ0.8mmの冷延鋼板から200mm角ブランクを採取し、ポンチ径:Φ100mm、ポンチ肩R:5mm、ダイス肩R:5mm、絞り高さ50mm、しわ押さえ力:10トン、摩擦係数:0.11~0.13、クリアランス:87.5の条件で円筒深絞り成形を行った。角ブランクは、各辺が素材の圧延方向と圧延垂直方向になる場合以下、通常の板取りに加え、圧延方向から傾斜させて採取した。角ブランクのコーナーは、カットしないものと20~40mmの範囲でカットした。フェライト系ステンレス鋼板の結晶粒径は、JISG0552に規定するフェライト粒径測定法により求めた。フェライト系ステンレス鋼板に析出した析出粒子は、抽出レプリカ法により作製したサンプルを透過型電子顕微鏡観察して粒子径を求めた。さらに、析出粒子は、電子回折像を撮影して結晶構造を同定し、EDXを用いて析出粒子を構成する元素の検出を行った。円筒深絞り品のコーナー部フランジのひずみは、図2及び図3に示すようなS.C.Tにより測定した。フランジ表面の圧縮ひずみは、S.C.Tから、コーナーカットをしない場合、0.25~0.30程度であった。コーナーを40mmカットした場合は、0.20~0.25程度に軽減した。加工肌荒れは、上記円筒深絞り後の表面外観を目視判定するとともに、図2及び図3に示すフランジ部分において、JISB0601に規定する十点平均表面粗さ以下、Rzを測定して評価した。各鋼の製造条件と組織、加工肌荒れの評価結果を表3に示す。深絞り用角ブランクの欄には、各辺が素材の圧延方向と圧延垂直方向になる場合を通常の板取り,圧延方向から傾斜させた板取りの場合は傾斜角度を記入した。円筒深絞り後のフランジ表面において、表2のNo.8に示すSUS304と同程度までRzが低減されているものを本発明とする。No1~3は、本発明で規定する製造条件を実施して、本発明で規定する鋼の成分,析出物,結晶粒径を満足し、さらに本発明のプレス成形方法を適用して、加工肌荒れを低減したものである。No4~9は、本発明に該当する鋼の成分を有し、本発明のプレス成形方法を適用して、加工肌荒れを低減したものである。"