"質量で、C:0.020以下、Si:1.0以下、Mn:1.0以下、P:0.06以下、S:0.01以下、Cr:18.0~24.0、Mo:0.3以下、Ti:0.015以下、N:0.020以下、さらにAl:0.20~0.40、さらに10×CN≦Nb≦0.40かつ、成分含有量が下記式Aを満足し、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冷延鋼板。Ti×N≦8.0×10-5Aここで、各元素記号は鋼中の成分含有量質量を表す。さらに、請求項1において、質量で、Si:0.5以下、Mn:0.8以下、Ti:0.010以下を含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板。さらに、請求項1において、質量で、C:0.015以下、N:0.015以下を含有するフェライト系ステンレス冷延鋼板。さらに、質量で、下記のグループAまたは、Bのグループの内、少なくとも1つを含有する請求項1~3のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。グループA:Cu:0.3~0.8、Ni:1.0以下およびCo:1.0以下のうちから選んだ1種以上グループB:B:0.0002~0.0020前記冷延鋼板の仕上焼鈍後のシャルピー衝撃特性が-50°Cにおけるシャルピー衝撃値で100J/cm2以上である請求項1~請求項4のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。請求項1~請求項4のいずれかに記載の組成を有するスラブを、加熱、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延後であって熱延鋼板焼鈍前の熱延鋼板の厚みを6mm以上とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。前記熱延鋼板のシャルピー衝撃特性が0°Cにおけるシャルピー衝撃値で50J/cm2以上である請求項6に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。前記冷間圧延における圧延の圧下率を30以上とする請求項6または請求項7に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。以上述べたように、MoやTiを含有させる方法ではフェライト系ステンレス鋼の熱延板および冷延板の靭性改善が十分には図られていない。そこで、本発明は、フェライト系ステンレス熱延鋼板の板厚6mm以上における靱性を大幅に改善することにより、板厚4mm以下の冷延鋼板において-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2以上であることを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、さらに板厚2mm以下の冷延鋼板における-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2以上の靱性とさらに加工性、特に、深絞り性にも優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。発明者らは、前述した課題を解決するために、高価なNiやMoを含まず、耐食性と靭性あるいは、さらに加工性に優れたNb含有フェライト系ステンレス冷延鋼板を得る方法について鋭意検討を行った。まず、この発明を見出すに至った実験結果について説明する。以下、特に言及しない限り、化学成分の表示は、すべて質量を意味するものとする。まず、フェライト系ステンレス鋼の安定化元素として、Ti含有鋼では凝固段階から生成する粗大なTiN析出物が鋼中に存在し、この析出物の切り欠き効果により靱性が大幅に低下することを突き止めた。そこで、Tiを極力含有させずに安定化元素としてNbを選択し、さらにNb含有フェライト系ステンレス鋼の靱性に及ぼす種々の合金の影響について検討した結果、Alに着目した。21Cr-0.25Nb-低C、N鋼にAlを0.03~0.50含有した鋼を溶製し、1200°Cに加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を450°Cとして、板厚7mmの熱延板を作製した。得られた板厚7mmの熱延板の0°Cにおけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図1に示す。図1の縦軸の値は、試験により得られた吸収エネルギーの値を衝撃試験片のノッチ部の断面積にて除することにより、単位面積当たりの吸収エネルギーに換算した値以下シャルピー衝撃値と称すである。さらに、発明者らは、上記板厚7mmの熱延鋼板を焼鈍して、熱延焼鈍板を製造し、酸洗したのち、板厚4mmまで冷間圧延した。さらに冷延板を980°Cで仕上焼鈍することにより、得られた板厚4mmの冷延焼鈍板の-50°Cにおけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図2に示す。図2の縦軸の値は、図1と同じである。図1および図2からAlを0.20~0.40の範囲で含有させることにより、板厚7mmの熱延鋼板および板厚4mmの冷延焼鈍板の靭性が著しく向上することが分かる。この理由は、はっきりしないが、Alの含有により鋼中のO量が低下し、介在物が減少したことなどによるものと推察される。また、Alの0.40を超えた範囲における靭性の低下については、固溶Alの増加に起因するものと思われる。次に、熱延板および冷延焼鈍板の靭性に及ぼすTi、Nの影響を評価するため、表1に示す21Cr-0.25Nb-0.25Al-低C鋼にTi、N量を変化させた鋼を溶製し、1200°Cに加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を450°Cとして、板厚7mmの熱延板を作製した。得られた板厚7mmの熱延板の0°Cにおけるシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図3に示す。さらに、上記板厚7mmの熱延板を焼鈍して、熱延焼鈍板を製造し、酸洗したのち、板厚4mmまで冷間圧延した。さらに冷延板を980°Cで仕上焼鈍することにより、板厚4mmの冷延焼鈍板を作製して試験温度が-50°Cでシャルピー衝撃試験を行った。その結果を図4に示す。図3および図4の横軸は、TiとNの積を示しており、溶解度積に相当する値である以下溶解度積と呼ぶ。図3および図4からTi×Nが8.0×10-5を超えた範囲では、靭性が著しく低下した。この原因を調査するため、実験2-4と実験2-5の熱延板および冷延焼鈍板の断面組織を研磨後、王水で腐食した試料を走査型電子顕微鏡SEMおよびエネルギー分散型X線分析装置EDXで観察、分析したところ、熱延板および冷延焼鈍板ともに高靭性の実験2-4TiとNの溶解度積が8.00×10-5の試料の鋼中には直径が200~300nmの微細な球状のNb炭化物が観察された。一方、熱延板および冷延焼鈍板ともに低靭性の実験2-5TiとNの溶解度積が9.52×10-5の試料の鋼中には、直径が2~5μmの粗大な直方体状のTi窒化物が多数観察された。このことから、TiとNの溶解度積が8.00×10-5を超えた場合、凝固段階からTi窒化物が析出して粗大化し、切り欠き効果により靭性が低下したものと考えられる。また、板厚4mmの冷延焼鈍板を製造するに適正な熱延板板厚についても検討を行った。表1の実験2-2の鋼を用いて、熱間圧延により板厚が5.0mm、5.7mm、6.8mm、8.0mmの4種類の熱延板を製造した。さらに、熱延板を焼鈍、酸洗したのち、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、板厚4mmの冷延焼鈍板を作製した。得られた板厚4mmの冷延焼鈍板の-50°Cにおけるシャルピー衝撃試験を行った。これらの結果を表2に示す。実験3-2熱延板の板厚5.7mm、冷延圧下率30、実験3-3熱延板の板厚6.8mm、冷延圧下率41および実験3-4熱延板の板厚8.0mm、冷延圧下率50の冷延焼鈍板の-50°Cのシャルピー衝撃値は、100J/cm2以上であった。一方、実験3-1熱延板の板厚5.0mm、冷延圧下率20の冷延焼鈍板の-50°Cのシャルピー衝撃値は、100J/cm2未満であった。これらの冷延焼鈍板の断面組織を研磨後、王水で腐食した試料を光学顕微鏡で観察したところ、実験3-1の試料では、圧延方向にバンド状の伸展した粗大な回復組織が観察された。このことから、冷延圧下率が30を下回る場合、歪エネルギーの蓄積が不十分となり、冷延板焼鈍で十分に再結晶せず、粗大な回復組織となり、靱性が低下したものと考えられる。以上の検討結果から、Cr含有量をその耐食性と製造性の観点から18.0~24.0とし、適量のAlを含有させた上で、鋼中に含有するTiとNの溶解度積Ti×Nを適量に制御することにより、熱延板および冷延焼鈍板の靭性低下の要因となる溶鋼段階から析出する粗大なTiN析出物の生成を抑制し、靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板が得られることを見出した。本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。次に、一般的に深絞り性が良好な指標と考えられる冷延焼鈍板の平均r値1.30以上を目標として、冷延圧下率の影響についても検討を行った。表1の実験2-2の鋼を用いて、1200°Cに加熱して熱間圧延を行い、巻取温度を450°Cとして、板厚が4.0mm、4.5mm、5.0mm、5.5mm、6.0mm、7.0mm、8.0mmの7種類の熱延板を製造した。さらに、熱延板を焼鈍、酸洗したのち、冷間圧延、仕上焼鈍を行い、板厚2mmの冷延焼鈍板を作製した。得られた板厚2mmの冷延焼鈍板から圧延方向、圧延方向に対して45°の方向、圧延方向に対して90°の方向に沿って、JIS13号B試験片を切り出し、各試験片に15の引張り歪を与えた後、下式に示す平均r値を求めた。平均r値=rL2rDrC/4、ただし、rL、rD、rCは、それぞれ圧延方向、圧延方向に対して45°方向、圧延方向に対して90°方向のr値である。平均r値が大きいほど、深絞り性が優れていることを意味する。これらの結果を表3および図5に示す。冷延圧下率を65以上で冷間圧延した試料では、目標とする平均r値が1.30以上の特性が得られた。本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の構成は以下の通りである。1質量で、C:0.020以下、Si:1.0以下、Mn:1.0以下、P:0.06以下、S:0.01以下、Cr:18.0~24.0、Mo:0.3以下、Ti:0.015以下、N:0.020以下、さらにAl:0.20~0.40、さらに10×CN≦Nb≦0.40、かつ、成分含有量が下記式Aを満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板。Ti×N≦8.0×10-5Aここで、各元素記号は鋼中の成分含有量質量を表す。2質量で、Si:0.5以下、Mn:0.8以下、Ti:0.010以下であることを特徴とするに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。3質量で、C:0.015以下、N:0.015以下を含有することを特徴とする1に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。4さらに、質量で、下記のグループAまたは、Bのグループの内、少なくとも1つを含有することを特徴とする1~3のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。グループA:Cu:0.3~0.8、Ni:1.0以下およびCo:1.0以下のうちから選んだ1種以上グループB:B:0.0002~0.00205前記冷延鋼板の仕上焼鈍後のシャルピー衝撃特性が-50°Cにおけるシャルピー衝撃値で100J/cm2以上であることを特徴とする1~4のいずれかに記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。6前記1~4のいずれかに記載の組成を有するスラブを用い、加熱、熱間圧延、熱延鋼板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行いフェライト系ステンレス冷延鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延後であって熱延鋼板焼鈍前の熱延鋼板の厚みを6mm以上とすることを特徴とするフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。7前記熱延鋼板のシャルピー衝撃特性が0°Cにおけるシャルピー衝撃値で50J/cm2以上であることを特徴とする6に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。8前記冷間圧延における圧延の圧下率を30以上とすることを特徴とする6または7に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。本発明によれば、板厚4mmにおける-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2以上、さらに好ましくは、150J/cm2以上であることを特徴とする靱性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。さらに、上記靭性の改善に加えて、加工性にも優れた高耐食性フェライト系ステンレス冷延鋼板を得ることができる。以下、本発明を実施するための形態について、詳細に説明する。まず、本発明のフェライト系ステンレス鋼の成分の限定理由を説明する。C:0.020以下Cは、Crと結合してCr炭化物を形成しやすく、溶接時、熱影響部にCr炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Cは低いほど望ましい。よって、Cは0.020以下、より好ましくは、0.015以下とする。なお、さらに特に高い粒界腐食防止が要求される場合と、精錬コストの観点から、0.003~0.010とすることが好ましい。Si:1.0以下Siは、脱酸剤として有用な元素である。この効果を得るためには、0.05以上が好ましい。しかし、多量に含有させると靭性を低下させる。よって、Siは1.0以下とする。より好ましくは、0.5以下、さらに好ましくは、0.05~0.3以下である。Mn:1.0以下Mnは、鋼中に存在するSと結合して、可溶性硫化物であるMnSを形成し、耐食性を低下させる。よって、Mnは1.0以下とする。より好ましくは、0.8以下である。なお、特に高い耐食性が要求される場合と精錬コストの観点から、より好ましくは、0.05~0.6以下である。P:0.06以下Pは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましい。また、0.06を超えると固溶強化により加工性が低下する。よって、Pは0.06以下とする。さらに、加工性および靭性を考慮すると、好ましくは、0.04以下である。S:0.01以下Sは、耐食性に有害な元素であるので可能な限り低減することが好ましく、0.01以下とする。さらに、高い耐食性を得るには、好ましくは0.006以下である。Cr:18.0~24.0Crは表面に不働態皮膜を形成して耐食性を高める元素である。Cr含有量が18.0未満では十分な耐食性が得られない。一方、24.0を超えるとσ相脆化や475°C脆性が生じやすくなり、靱性が低下しやすくなる。よって、Crは18.0~24.0とする。さらに、高耐食性の観点から、好ましくは20.0~24.0である。Mo:0.3以下Moは、含有させれば、ステンレス鋼の耐食性を高める効果を有する。過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性を低下させる。よって、Moは0.3以下とする。Nb:10×CN~0.40Nbは、耐食性に有害なCやNをNb炭化物、Nb窒化物またはこれらが複合した析出物として無害化し、耐食性を向上させる効果を有する。しかし、Nb量がCN量の10倍を下回ると、Nb炭化物、Nb窒化物または、これらが複合した析出物の析出が不十分となり、Cr炭化物、Cr窒化物または、これらが複合した析出物が析出し、耐食性が低下する。よって、Nbは10×CN以上に限定する。一方、過剰に含有させるとラーベス相等の粗大な金属間化合物を生成させ、靱性が低下する。よって、Nbは10×CN~0.40とする。好ましくは12×CN~0.30である。ここで、C、Nはそれぞれの成分の含有量を質量で表している。Ti:0.015以下Tiは、粗大な窒化物を形成し、靱性を低下させる。よって、Tiは0.015以下とする。より好ましくは、0.010以下とする。なお、さらに特に高い靭性が要求される場合には、0.005以下とすることが好ましい。N:0.020以下Nは、Tiあるいは、Nbと窒化物を形成することにより、靱性を低下させる。特に、Tiが共存する場合は、溶鋼の凝固段階から粗大なTiN析出物が生成し、その切り欠き効果により著しく靭性が低下する。よって、Nは0.020以下とする。なお、さらに特に高い耐食性が要求される場合には、0.015以下、より好ましくは、0.010以下である。Al:0.20~0.40Alは、本発明で重要な元素であり、靭性を向上させる効果を有する。本発明の目的とする靭性に対して、0.20未満ではその効果が不十分である。また、0.40を超えた場合、熱間加工性が低下する。よって、Alは、0.20~0.40とする。また、さらに特に高い靭性が要求される場合には、0.20~0.30とすることが好ましい。Ti×N≦8.0×10-5上述のとおり、フェライト系ステンレス鋼の靭性低下の要因となる粗大なTiN析出物は、凝固段階から生成する。このTiNの析出を抑制するためには、Ti、Nは少ないほど好ましく、Ti×Nの溶解度積を8.0×10-5以下に限定する。好ましくは5.0×10-5以下とする。ここで、Ti、Nはそれぞれの成分の含有量を質量で表している。上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物である。なお、不可避不純物としては、例えば、Mg:0.0020以下、Ca:0.0020以下、V:0.10以下が許容できるが、これら元素に限られない。本発明のフェライト系ステンレス鋼は、上記の必須含有元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有させることができる。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、下記以外の成分の含有を拒むものではない。Cu:0.3~0.8Cuは、含有すれば、耐食性を向上させるために有用な元素であり、特に隙間腐食を低減させる上で有効な元素である。この効果が発揮されるためには、0.3以上の含有量が必要である。一方、0.8を超えて含有させると、熱間加工性が低下する。よって、Cuは0.3~0.8とする。好ましくは0.3~0.5である。ただし、特に高い耐食性を必要としない場合には、製造コストを上昇させ経済性を損なうのでCuを含有させることを要しない。Ni:1.0以下Niは、含有させれば、Cu含有による熱間加工性の低下を防ぐ効果がある。また、隙間腐食を低減させる効果を有する。この効果を得るためには、0.05以上が好ましい。しかし、高価な元素であることに加え、1.0を超えて含有してもそれらの効果は飽和し、かえって熱間加工性を低下させる。よって、Niは1.0以下とする。好ましくは0.05~0.4である。Co:1.0以下Coは、含有させれば、低温靭性の改善に寄与する元素である。この効果を得るためには、0.05以上が好ましい。ただし、過剰な含有は延性を低下させる。よって、Coは1.0以下とする。B:0.0002~0.0020Bは、含有させれば、深絞り成形時の耐二次加工脆性を改善するために有効な元素である。その効果は、0.0002未満では得られない。一方、過剰な含有は熱間加工性と深絞り性を低下させる。よって、Bは含有させる場合は、0.0002~0.0020の範囲が好ましい。本発明鋼板の冷延焼鈍板の靭性を評価するのに、シャルピー衝撃試験で-50°Cの温度を選定したのは、本発明鋼が寒冷地での建材分野の構造物として使用される環境を考慮したからであり、冷延鋼板の仕上焼鈍後では-50°Cでのシャルピー衝撃試験におけるシャルピー衝撃値が100J/cm2以上を良好として評価した。また、150J/cm2以上を極めて良好として評価した。また、鋼板の耐食性の評価はJISG0577に準じて、後述するように孔食電位を測定することにより行い、180mVvsSCE以上を良好、180mVvsSCE未満を不良とした。さらに、冷延鋼板の仕上焼鈍後の加工特性は、後述するように平均r値で評価し、その値が1.30以上である場合を良好であるとした。次に、本発明のフェライト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。本発明の効率的な製造方法は、スラブに連続鋳造し、1100~1300°Cの範囲に加熱して、熱間圧延を行い、熱延コイルとする。熱間圧延におけるコイル巻取温度が650°Cを超えると、巻取り後に炭化物や金属間化合物が析出して靭性が低下する。このため、巻取温度は650°C以下とすることが好ましく、高い靭性が要求される場合は、巻取温度を450°C以下とすることが好ましい。また、板厚4mm以下の靱性に優れた冷延焼鈍板、あるいは、板厚2mm以下の靭性および加工性に優れた冷延焼鈍板を製造するためには、冷延圧下率確保の観点から熱延鋼板単に熱延板とも称すの板厚を6mm以上とする。さらに好ましくは、7mm以上である。得られた熱延板を連続焼鈍、酸洗ラインにより900~1150°Cの範囲で焼鈍、酸洗を行う。熱延板の連続焼鈍ラインによっては、熱延板に張力を付与した状態でライン通板するため、熱延板の靱性が不十分な場合、板破断が生じることもあるため、0°Cでの熱延板のシャルピー衝撃値は50J/cm2以上であることが好ましい。ついで、熱延焼鈍板熱延鋼板を焼鈍した鋼板に冷間圧延、仕上焼鈍を施して、冷延焼鈍板を得る。高靱性の冷延焼鈍板を得るためには、仕上焼鈍で圧延方向に伸展した粗大な回復組織が残存しないよう、冷間圧延における冷延圧下率を合計で30以上確保することが好ましい。さらに、高靭性および高加工性の冷延焼鈍板を得るためには、冷延圧下率を65以上確保して、歪エネルギーを十分に蓄積することが好ましい。また、仕上焼鈍は、950°C以上の温度で焼鈍することが好ましい。本発明のフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、ここに述べた方法に限られず、公知の方法を適用することができる。表4および表5に示す化学成分のフェライト系ステンレス鋼を溶製し、連続鋳造法で250mm厚のスラブとした。これらのスラブを1200°Cに加熱後、35mm厚まで粗圧延し、仕上圧延を1050°Cで開始、900°Cで終了して、500°Cでコイル状に巻取って冷却し、板厚5~8mmの熱延板とし、JISZ2202に規定された4号試験片ただし、幅は板厚寸法としたを各5本ずつ採取圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚であるし、JISZ2242の規定に準拠して、試験温度:0°Cの条件でシャルピー衝撃試験を実施した。5本のシャルピー衝撃値を平均し、50J/cm2以上の場合を良好、50J/cm2未満の場合を不良とした。さらに、熱延板を1050°C以上で80秒最高温度:1100°C保持した後、放冷する焼鈍を施し、熱延焼鈍板とした。得られた熱延焼鈍板を酸洗したのち、表6に示す板厚まで冷間圧延し、980°Cで仕上焼鈍を行った。これらの冷延焼鈍板からJISZ2202に規定された4号試験片ただし、幅は4mmとしたを各5本ずつ採取圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚であるし、JISZ2242の規定に準拠して、試験温度:-50°Cの条件でシャルピー衝撃試験を実施した。5本のシャルピー衝撃値を平均し、100J/cm2以上の場合を良好、100J/cm2未満の場合を不良とした。また、150J/cm2以上の場合を極めて良好とした。さらに、冷延焼鈍板から採取した試験片に対して、JISG0577に準じて3.5NaCl溶液、30°C中で孔食電位を測定し、耐食性を評価した。180mVvsSCE以上を良好、180mVvsSCE未満を不良とした。得られた結果を表6に合わせて示す。表6に示す通り、鋼板No.4~7、10~16、18~21、23~24、26~34、36は、いずれも-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2以上で靱性が良好であり、耐食性も孔食電位が180mVvsSCE以上と良好であった。一方、Nbの含有量が少ない鋼板No.3およびCrの含有量が少ない鋼板No.35は、孔食電位が180mVvsSCE未満で、耐食性が不良であった。また、鋼板No.1,2,8,9,17,22,25は、熱延板の0°Cのシャルピー衝撃値が50J/cm2未満であるため、張力付加での連続焼鈍ライン通板における板破断の可能性があり、以降の評価は行っていない。また、TiとNの溶解度積が大きく、熱延鋼板の板厚が5mmで冷間圧延の圧下率が20であった製造方法に依った鋼板No.37は、-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2未満となった。実施例2は、実施例1の冷延鋼板の冷延圧下率および冷延焼鈍板の板厚以外は、実施例1と同じである。したがって、実施例2の表7の鋼No.は、実施例1の表4および表5および表6に示す鋼No.と同じである。すなわち、実施例1の熱延焼鈍板を酸洗したのち、表7に示す板厚まで冷間圧延し、980°Cで仕上焼鈍を行った。これらの冷延焼鈍板の圧延方向、圧延方向に対して45°の方向、圧延方向に対して90°の方向に沿って、JIS13号B試験片を切り出し、各試験片に15の引張り歪を与えた後、平均r値を求めた。平均r値が1.30以上を良好、1.30未満を不良とした。また、JISZ2202に規定された4号試験片を各5本ずつ採取圧延方向が採取方向、衝撃方向は圧延幅方向、試験片の幅は板厚であるし、JISZ2242の規定に準拠して、試験温度:-50°Cの条件でシャルピー衝撃試験を実施した。5本のシャルピー衝撃値を平均し、100J/cm2以上の場合を良好、100J/cm2未満の場合を不良とした。また、150J/cm2以上の場合を極めて良好とした。さらに、冷延焼鈍板から採取した試験片に対して、JISG0577に準じて3.5NaCl溶液、30°C中で孔食電位を測定し、耐食性を評価した。180mVvsSCE以上を良好、180mVvsSCE未満を不良とした。得られた結果を表7に合わせて示す。表7に示す通り、冷延圧下率が65以上である鋼板No.44~47、52~56、58~61、63~64、66~74は、いずれも平均r値が1.30以上であり、-50°Cのシャルピー衝撃値も100J/cm2以上と靱性が高く、耐食性も孔食電位が180mVvsSCE以上と良好であった。一方、冷延圧下率が65未満である鋼板No.50~51は、平均r値が1.30未満であった。また、鋼板No.41,42,48,49,57,62,65は、熱延板の0°Cのシャルピー衝撃値が50J/cm2未満であるため、張力付加での連続焼鈍ライン通板における板破断の可能性があり、以降の評価は行っていない。また、Nbの含有量が少ない鋼板No.43およびCrの含有量が少ない鋼板No.75は、孔食電位が180mVvsSCE未満で、耐食性が不良であった。また、Ti×Nの溶解度積が大きく、熱延鋼板の板厚が5mmで冷間圧延の圧下率が20であった製造方法に依った鋼板No.77は、-50°Cのシャルピー衝撃値が100J/cm2未満となった。"