JP2677493B2 - 加工肌荒れのないＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板とその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、鋳型が鋳片と同期して
移動する、いわゆる同期式連続鋳造法によって製品厚さ
に近い厚さの鋳片を鋳造し、熱間圧延を経ずに直接冷間
圧延して製造する加工肌荒れのないＣｒ−Ｎｉ系ステン
レス鋼薄板とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、連続鋳造法を用いてステンレス鋼
薄板を製造するには、鋳型を鋳造方向に振動させながら
厚さ１００mm以上の鋳片に鋳造し、得られた鋳片の表面
手入れを行い、加熱炉において１０００℃以上に加熱し
た後、粗圧延機および仕上げ圧延機からなるホットスト
リップミルによって熱間圧延を施し、厚さ数mmのホット
ストリップとしていた。

【０００３】こうして得られたホットストリップを冷間
圧延するに際しては、最終製品に要求される形状（平坦
さ）、材質、表面性状を確保するために、強い熱間加工
を受けたホットストリップを軟化させるための熱延板焼
鈍を行うとともに、表面のスケール等を酸洗工程の後に
研削によって除去していた。従来のプロセスにおいて
は、長大な熱間圧延設備で、材料の加熱および加工のた
めに多大なエネルギーを必要とし、生産性の点でも優れ
た製造プロセスとは言い難かった。また、最終製品は、
集合組織が達成し、ユーザーにおいてプレス加工等を加
えるときは、その異方性を考慮する必要となる等、使用
上の制約も多かった。

【０００４】そこで、１００mm以上の厚さの鋳片をホッ
トストリップに圧延するために、長大な熱間圧延設備と
多大なエネルギーや圧延動力を必要とするという問題を
解決すべく、最近、連続鋳造の過程でホットストリップ
と同等か、あるいはそれに近い厚さの鋳片（薄帯）を得
るプロセスの研究が進められている。例えば、「鉄と
鋼」′８５，Ａ１９７〜Ａ２５６や「ＣＡＭＰ ＩＳＩ
Ｊ」ｖｏｌ．１，１９８８，１６７０〜１７０５におい
て特集された論文に、ホットストリップを連続鋳造によ
って直接的に得るプロセスが開示されている。

【０００５】このような連続鋳造プロセスにあっては、
得ようとする鋳片（ストリップ）のゲージが１〜１０mm
の水準であるときはツインドラム方式が、また鋳片のゲ
ージが２０〜５０mmの水準であるときは、ツインベルト
方式が検討されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】この種の方式の連続鋳
造プロセスにおいては、最終形状に近い鋳片を製造し、
熱延工程、熱処理工程等の中間段階を省略または軽減し
ている。そのため、鋳片の組織が製品の材質や表面性状
に大きな影響を与えることが知られている。本発明者ら
が、ストリップ連鋳によるＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板
製造プロセスによって製造した薄板のプレス成形性を詳
細に研究した結果、以下に具体的に示すように加工肌荒
れと称される表面欠陥が発生することが判明した。

【０００７】加工肌荒れはＣｒ−Ｎｉ系薄板に、２軸応
力負荷状態の張出し成形加工を行うと顕著に発生し、鋼
板表面に圧延方向に平行な起伏や圧延方向と一定の角度
をなす畝筋状の表面欠陥である。この欠陥の最大うねり
高さは、プレス加工度が高い場合は２〜６μｍに達し、
従来の連続鋳造／熱間圧延／冷間圧延プロセス（以下
「従来法」と略称する）によって製造される薄板にはみ
られない重大な欠陥である。

【０００８】加工肌荒れは加工用途のストリップ連鋳薄
板製品の商品価値を、著しく損なうものであり、これを
防止する技術が必要とされていた。本発明は加工肌荒れ
が発生しない表面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ストリップ
連鋳ステンレス鋼薄板、およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、まず下記のＣ
ｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板をその要旨とする。すなわち
Ｃ＋Ｎが０．０９０ｍａｓｓ％以下でかつ、Ｍｄ₃₀＝４
１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−１
３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ−９．５（Ｎｉ＋Ｃｕ）（各
成分はｍａｓｓ％）で定義されるＭｄ₃₀が３０〜６０℃
となる組成を有し、しかも鋼板の板面に平行な任意の板
厚層部位面において、圧延方向の平均寸法がｄ_RD（Ａ）
であり板幅方向の平均寸法がｄ_TD（Ａ）である結晶方位
が｛１１２｝＜１１１＞，｛１１３｝＜３３２＞から成
るコロニーＡと、圧延方向の平均寸法がｄ_RD（Ｂ）であ
り板幅方向の平均寸法がｄ_TD（Ｂ）である結晶方位が
｛１１０｝＜１１１＞，｛１１０｝＜１１２＞，｛１１
０｝＜００１＞からなるコロニーＢの両者が、鋼板中に
互いに均一に混じりあって存在し、かつｄ_RD（Ａ）又は
ｄ_RD（Ｂ）がそれぞれ３００μｍ以下であり、ｄ
_TD（Ａ）又はｄ_TD（Ｂ）がそれぞれ２００μｍ以下であ
るＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板を特徴とする。

【００１０】上記本発明のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板
は、溶鋼を鋳型側面が鋳片と同期して移動する連続鋳造
機によって、１００℃／ｓｅｃ以上の凝固冷却速度で厚
さ１０mm以下の薄帯状鋳片に鋳造し、凝固後は可及的高
温から１２００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で冷却し、次いで冷間圧延、最終焼鈍を行う製造方法に
よって提供される。この場合の冷間圧延は、加工率３０
％以上の冷間圧延を施し、次いで１０００〜１２００℃
の温度で中間焼鈍を加えた後に最終板厚まで冷間圧延す
る、いわゆる２回圧延法によってなされてもよい。

【００１１】Ｍｄ₃₀は、一般的に用いられているとお
り、３０％の冷間加工を施したときに、組織の５０％以
上がマルテンサイトになる温度である。以下、本発明を
詳細に説明する。本発明者らは、ＳＵＳ３０４鋼に相当
するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼ストリップ連鋳片の平均
γ粒径と製品材の加工肌荒れ高さとの関係を調べた。す
なわち表１に示すＭｄ₃₀点が異なる数種類の組成の鋼を
用いて、それぞれについて平均γ粒径を変動させた２．
３mm厚連鋳片を製造した。これらを０．６mm厚まで冷間
圧延し、その後光輝焼鈍（１１９０℃，２０秒保定）と
調質圧延を加えた後、円筒平底張出し加工（ポンチ径５
０mm，張出し高さ１０mm）を行ない平底部の加工肌荒れ
高さを測定した。

【００１２】

【表１】

【００１３】図１はその結果をまとめたものである。す
なわち、（１）Ｍｄ₃₀点が一定値を示す同一組成材の場
合は、鋳片の平均γ粒径が粗大なほど製品の加工肌荒れ
高さが増大する、（２）Ｍｄ₃₀点が高いと加工肌荒れ高
さが低下する、ことを第一に知見した。

【００１４】また図２に、Ｍｄ₃₀点が３０．２℃の材料
における加工肌荒れ高さと平均うねり幅および平均うね
り長さとの関係を調べた結果を示す。うねり幅が約２０
０μｍ（凝固平均γ粒径：１００μｍ）以上になるとう
ねり幅に比例して肌荒れ高さが直線的に増大すること、
またうねり長さと肌荒れ高さについても同様の関係があ
ることを解明した。

【００１５】加工によって発生するこの種の畝筋状の表
面欠陥は、α系ステンレス鋼におけるリジング現象の例
で知られるように、鋼板中に集合組織が顕著に発達し
て、数種類の「特定の結晶方位からなる結晶粒の集団
（以下コロニーと称する）」を形成し、それらの塑性異
方性によって生ずる場合が多い。本発明者らはＣｒ−Ｎ
ｉ系ステンレス鋼ストリップ連鋳工程材、すなわちスト
リップ鋳片、冷延材、焼鈍材、製品材（調質圧延ま
ま）、２軸張り出しプレス加工材の集合組織、金属組
織、成分偏析等を詳細に調べ、加工肌荒れの生成原因を
以下に記すごとく解明した。

【００１６】すなわち、製品加工肌荒れ高さが２．８μ
ｍとなったＭｄ₃₀点が２７．３℃の組成からなる、平均
γ粒径が粗大な（約１３０μｍ）Ｃｒ−Ｎｉ系ストリッ
プ連鋳片をその例として以下に説明する。図３にこの材
料の製品の１／４板厚層部の結晶方位分布（ＯＤＦ）解
析結果を示す。ψ₂ ＝０°（図（Ａ））およびψ₂ ＝４
５°（図（Ｂ））断面からわかるように、方位密度３．
８の（Ａ）｛１１２｝＜１１１＞と、方位密度３．５の
（Ｂ）｛１１０｝＜１１１＞が主要な方位であり、これ
らがほぼ等量づつ存在する（厳密には（Ａ）方位は｛１
１２｝＜１１１＞とほぼ同量の｛１１３｝＜３３２＞も
含んでいる）。また加工肌荒れが許容限度内（１．５μ
ｍ以下）となる従来法プロセス製品板のＯＤＦ解析を行
ったところ、（Ａ）｛１１２｝＜１１１＞の方位密度は
５．５，（Ｂ）｛１１０｝＜１１１＞の方位密度は２．
２であった。すなわち加工肌荒れが発生する場合は、
（Ｂ）｛１１０｝＜１１１＞方位の方位密度が相対的に
強まることを知見した。

【００１７】次に本発明者らは高輝度単色光（放射光）
細束Ｘ線法によって、上記の加工肌荒れの著しい製品の
肌荒れ畝状起伏ピッチに相当する隣接する十数カ所の
０．５mmＸ１．０mmの局所領域について、透過法による
（１１０）極点図を測定した。その結果、（Ａ）｛１１
２｝＜１１１＞方位粒からなるコロニーと（Ｂ）｛１１
０｝＜１１１＞，｛１１０｝＜１１２＞，｛１１０｝＜
００１＞方位粒からなるコロニーが、それぞれ隣接する
別の場所に明かに偏在していることを解明した。

【００１８】またこのとき（Ａ）及び（Ｂ）方位コロニ
ーの金属組織観察を行ったが、両者に組織的な差異はな
かった。また従来法による製品板について同様の測定を
行ったが、特定方位コロニーの偏在は見られず、（Ａ）
及び（Ｂ）方位コロニーは均一に分散していることを確
認した。さらにこのとき（Ａ）及び（Ｂ）方位コロニー
の観察された試料面の金属組織観察を行ったが、（Ａ）
及び（Ｂ）方位コロニーに組織的な差異はなかった。次
いで二次元元素マッピングの可能なＥＰＭＡ装置によ
り、これらの領域のＮｉ，Ｃｒなどの成分偏析を調べた
が有意の差は認められなかった。以上の結果から、加工
肌荒れは結晶方位に起因する現象であることがわかる。

【００１９】面心立方晶系に属するγ系ステンレス鋼の
｛１１２｝方位と｛１１０｝方位をそれぞれ結晶面の法
線方向と平行に１軸圧縮変形（等２軸張り出し変形と等
価であると仮定することができる）すると、結晶塑性学
的には｛１１２｝方位粒は｛１１０｝方位粒の約８４％
の降伏強度を示すと予想される。材料中に（Ａ）｛１１
２｝＜１１１＞，｛１１３｝＜３３２＞方位粒と（Ｂ）
｛１１０｝＜１１１＞，｛１１０｝＜１１２＞，｛１１
０｝＜００１＞方位粒がコロニーを形成し、粗大な領域
寸法ピッチで不均一に存在する場合はそれらの塑性異方
性によって加工時に肌荒れ畝条起伏が起こると考えられ
る。

【００２０】この観点から本発明者らは、コロニーの製
品板面における詳細な分布状態を解明するために、結晶
方位トポグラフＸ線解析装置（ビーム径が５０μｍのＸ
線を２次元的移動機能付き回転試料台上の試料に照射し
て、エネルギー分散型検出器により１１３回折線と２２
０回折線の反射積分強度を同時測定し位置別方位分布を
マッピングする装置）によって１０mmｘ１０mmの寸法領
域の｛１１３｝〜｛１１２｝方位コロニーと｛１１０｝
方位コロニーの分布状態とそれぞれの平均寸法を解析し
た。このときランダム方位を示す標準試料の反射強度を
１．０として、方位別のＸ線強度レベルの板面位置との
対応を模式図的に示すと図４のようになる。

【００２１】このとき２２０反射強度と１１３反射強度
は交互に変動するが、例えば２２０反射強度が優勢なら
ば（Ｂ）方位コロニーとし１１３反射強度が優勢ならば
Ａ方位コロニーとした。また２２０反射強度と１１３反
射強度の交差する位置を（Ａ）及び（Ｂ）方位コロニー
の境界位置と定義した。この定義により測定したコロニ
ーＡ及びＢの圧延方向の平均寸法をそれぞれｄ_RD（Ａ）
及びｄ_RD（Ｂ）とし、板幅方向の平均寸法をそれぞれｄ
_TD（Ａ）及びｄ_TD（Ｂ）とすると、これらの値と加工肌
荒れ高さの関係を求めると図５のようになった。すなわ
ちｄ_RD（Ａ）及びｄ_RD（Ｂ）はいずれも３００μｍ以下
であり、またｄ_TD（Ａ）及びｄ_TD（Ｂ）がいずれも２０
０μｍ以下である場合に加工肌荒れ高さが許容限度
（１．５μｍ）以下になる。

【００２２】このようにコロニーＡとＢがある臨界値以
下の寸法で互いに均一に存在すると、加工肌荒れは発生
しないことを知見した。以上の結果は鋼板の板面に平行
な任意の板厚層部位においてもほぼ同様の傾向であっ
た。以下、本発明鋼の成分の効果について説明する。本
発明鋼は、Ｃ＋Ｎが０．０９ｍａｓｓ％以下でかつ、Ｍ
ｄ₃₀＝４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１
Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ−９．５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）（各成分はｍａｓｓ％）で定義されるＭｄ₃₀が３０
〜６０℃となる組成を有するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼
である。

【００２３】Ｃ＋Ｎは、本発明鋼の製品薄板のプレス加
工に伴う時効割れを助長するため、０．０９ｍａｓｓ％
以下とする。またＭｄ₃₀と鋳片の平均γ粒径および加工
肌荒れ高さの関係は図１において示したごとくである
が、このような関係が見られる理由を集合組織的に検討
した結果を以下に述べる。

【００２４】本発明における急冷鋳片の集合組織は｛１
００｝＜ｕｖ０＞となる。すなわち板面法線と＜００１
＞軸が平行で、γ相の結晶粒はこの軸回りに種々の方向
を向いて回転している。Ｍｄ₃₀点が３０℃以下となる低
Ｍｄ₃₀材の急冷鋳片を冷延すると、特に鋳片の平均γ粒
径が約１００μｍを上回るような粗大粒組織である場
合、冷延中の不均一変形が助長される。また加工誘起マ
ルテンサイトの発生量も比較的少ないので、それらが組
織的にも不均一な場所に生成する。このときに生成する
マルテンサイト相はＢＣＣ結晶構造を示すので、圧延に
よってこの相はいわゆるα鉄の圧延集合組織を示し、
｛１１３｝＜０１１＞αや｛３３２｝＜１１３＞αが主
方位となる。一方、γ母相の圧延集合組織の主方位は
｛１１０｝＜１１２＞になる。冷延後、焼鈍を行うと前
述のマルテンサイトはγ母相に逆変態する。その際に、
α鉄の圧延方位はＫ−Ｓ方位関係によって、γ相方位
｛１１０｝＜００１＞，｛１１０｝＜１１２＞，｛１１
０｝＜１１１＞に変態する。またγ相の圧延方位である
｛１１０｝＜１１２＞バンド組織の近傍からは、高温域
焼鈍の粒成長方位である｛１１２｝＜１１１＞や｛１１
３｝＜３３２＞が生成する。鋳片の平均γ粒径が粗大な
場合は、冷延時の変形の不均一性が冷延方位の局在化に
反映され、それらがそのまま焼鈍集合組織に影響を及ぼ
す。その結果、｛１１２｝方位コロニーと｛１１０｝方
位コロニーを形成すると考えられる。

【００２５】これに対して、同じ低Ｍｄ₃₀材であっても
鋳片の平均γ粒径が約１００μｍを下回るような細粒組
織を示す場合には、冷延時の変形が均一になる。このよ
うな均一変形が支配的になる場合には、冷延及び焼鈍初
期のマルテンサイトやγ相の集合組織形成挙動は粗大γ
粒の場合とほぼ同様であるとすると、｛１１２｝粒の近
傍にマルテンサイトがγに逆変態して生成する｛１１
０｝粒が存在する頻度が高まり、｛１１２｝粒が｛１１
０｝粒を喰って成長し易くなる。その結果、｛１１０｝
方位コロニーの発達が抑制されて、比較的｛１１２｝方
位の発達した均一組織が形成される。従って、この場合
の加工肌荒れは小さいものになる。

【００２６】Ｍｄ₃₀が約３０℃以上となる組成の急冷鋳
片を冷延すると、低Ｍｄ₃₀点材にくらべて、冷延時のマ
ルテンサイト生成量が増大し冷延組織の全面に均一にマ
ルテンサイト相が生成し易くなる。その結果、焼鈍後の
集合組織は比較的多くの｛１１０｝方位が発達するが、
｛１１２｝と｛１１０｝方位が偏在するようなコロニー
の発達は抑制される。特に鋳片の平均γ粒径が確実に１
００μｍを下回る場合には、上記の効果が有効に働いて
加工肌荒れも非常に小さくなる。

【００２７】Ｍｄ₃₀をさらに約６０℃にまで上げると、
この効果はさらに有効になって、鋳片の平均γ粒径が１
５０μｍ程度に粗大である場合でも、加工肌荒れを極め
て小さくすることができる。しかしＭｄ₃₀を６０℃以上
にまで過剰に増大させると、製品薄板の冷間加工性を低
下させるので、これを６０℃以下に制限する必要があ
る。

【００２８】以上詳述したように、本発明においては製
品加工肌荒れを防止するために、組成に基づくＭｄ₃₀点
を３０〜６０℃の範囲に調整し、急冷ストリップ鋳片の
平均γ粒径を１５０μｍ以下に、望ましくは１００μｍ
以下に制御することが必要である。本発明者らは、スト
リップ鋳片の凝固冷却速度、凝固後から１２００℃まで
の冷却速度とストリップ鋳片の平均γ粒径の関係を種々
検討した。その結果、前記の組成からなる厚さ１０mm以
下のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼のストリップ鋳片の凝固
冷却速度を１００℃／ｓｅｃ以上とし、凝固後は可及的
高温から１２００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で冷却すると、得られる鋳片の平均γ粒径が１００μ
ｍ以下になることを知見した。

【００２９】このようにして製造したストリップ鋳片
は、冷却後常法どおり冷間圧延および最終焼鈍を行う。
最終焼鈍後、必要に応じて常法どおりの調質圧延を行
う。また冷間圧延は鋳片板厚から最終製品板厚に近い板
厚になるまで、１回の冷間圧延工程（いわゆる１回冷延
法）によってなされても良いし、以下に述べるいわゆる
２回圧延法によってなされても良い。すなわち後者は、
冷間圧延をまず加工率３０％以上施し、次いで１０００
〜１２００℃の温度で中間焼鈍を加えた後に最終板厚ま
で冷間圧延を行う。３０％以上の冷間加工を施す理由
は、加工率が３０％未満の場合は中間焼鈍後の再結晶組
織が粗大になって、最終製品に加工肌荒れの原因となる
コロニーが残存するために望ましくないためである。中
間焼鈍温度は、粒成長によって方位分布の均一化が進行
し始める温度１０００℃から粒粗大化が顕著になって製
品にコロニーが残存する下限の温度１２００℃の範囲で
行う必要がある。

【００３０】

【実施例】

実施例１ 表２に示す組成に基づくＭｄ₃₀を５水準に変えたＣｒ−
Ｎｉ系ステンレス鋼（ＳＵＳ３０４鋼）を、双ロール式
連続鋳造機によっておよそ３００℃／ｓｅｃの凝固冷却
速度で厚さ２．５mmの薄帯状鋳片に鋳造し、凝固後は１
４００℃から１２００℃までを２０〜５００℃／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却して種々のγ粒径を有する鋳片を得
た。その後、酸洗、冷間圧延（合計圧延率７６％）およ
び最終焼鈍を行い調質圧延を加えて薄板製品を製造し
た。その後結晶方位トポグラフ解析装置によって製品の
１／４板厚層部における板面のコロニー寸法を計測し
た。また製品の円筒平底張出し加工（ポンチ径５０mm、
張出し高さ１０mm）を行い、平底部の加工肌荒れ高さを
測定した。また張出し加工材の加工性、時効割れ性も観
察した。

【００３１】

【表２】

【００３２】それらの結果を表３に示す。Ｍｄ₃₀を３０
℃以上にした本発明鋼（サンプル６，７）についてはい
ずれも加工肌荒れ高さが許容限度以下となり良好であっ
たが、Ｍｄ₃₀を３０℃未満とした比較例（サンプル８）
は加工肌荒れが不良となり、Ｍｄ₃₀を６０℃以上とした
比較例（サンプル９）は加工肌荒れは良好であったが、
加工性が不良であった。また時効割れ性はすべてのサン
プルについて良好であった。

【００３３】

【表３】

【００３４】実施例２ 実施例１に記した鋳造条件によって製造した表２に示す
本発明鋼（サンプル７、鋳片の平均γ粒径１０６μｍ）
を用いて、２回圧延法による製品材の加工肌荒れ特性を
調べた。すなわち鋳片を酸洗後にまず圧下率４０％の冷
間圧延を施し、その後中間焼鈍（１１５０℃，２０秒保
定）を加え、ついで０．６mm厚さになるまで冷間圧延を
行った。その後最終焼鈍焼鈍及び調質圧延を行い、実施
例１と同様に加工肌荒れ、その他の特性を調べた。その
結果を表４に示す。肌荒れは極めて良好であった。

【００３５】

【表４】

【００３６】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によればス
トリップ連鋳法製造プロセスによって加工肌荒れの発生
しない表面品質の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板
が提供可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋳片平均γ粒径と製品の加工肌荒れ高さの関係
を、いくつかのＭｄ₃₀の材料について比較して示す図で
ある。

【図２】加工肌荒れの平均うねり幅、平均うねり長さと
加工肌荒れ高さとの関係を示す図である。

【図３】加工肌荒れの顕著にみられた製品の１／４板厚
層部の結晶方位分布（ＯＤＦ）の解析結果を示す図であ
る。

【図４】コロニーの分布状態を模式図的に示した図であ
る。

【図５】Ａ及びＢ方位コロニーの平均寸法と加工肌荒れ
高さの関係を示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 8/02 9270−4Ｋ Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｄ 9/46 9/46 Ｑ Ｃ２２Ｃ 38/44 Ｃ２２Ｃ 38/44 (72)発明者 寺岡 慎一 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株 式会社技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平４−214844（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−267225（ＪＰ，Ａ)

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ＋Ｎが０．０９０ｍａｓｓ％以下でか
   つ、Ｍｄ₃₀＝４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−
   ８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ−９．５（Ｎ
   ｉ＋Ｃｕ）（各成分はｍａｓｓ％）で定義されるＭｄ₃₀
   が３０〜６０℃となる組成を有し、しかも鋼板の板面に
   平行な任意の板厚層部位面において、圧延方向の平均寸
   法がｄ_RD（Ａ）であり板幅方向の平均寸法がｄ_TD（Ａ）
   である結晶方位が｛１１２｝＜１１１＞，｛１１３｝＜
   ３３２＞から成るコロニーＡと、圧延方向の平均寸法が
   ｄ_RD（Ｂ）であり板幅方向の平均寸法がｄ_TD（Ｂ）であ
   る結晶方位が｛１１０｝＜１１１＞，｛１１０｝＜１１
   ２＞，｛１１０｝＜００１＞からなるコロニーＢの両者
   が、鋼板中に互いに均一に混じりあって存在し、かつｄ
   _RD（Ａ）又はｄ_RD（Ｂ）がそれぞれ３００μｍ以下であ
   り、ｄ_TD（Ａ）又はｄ_TD（Ｂ）がそれぞれ２００μｍ以
   下であることを特徴とする加工肌荒れのないＣｒ−Ｎｉ
   系ステンレス鋼板。
2. 【請求項２】 Ｃ＋Ｎが０．０９０ｍａｓｓ％以下でか
   つＭｄ₃₀＝４１３−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−
   ８．１Ｍｎ−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ−９．５（Ｎ
   ｉ＋Ｃｕ）（各成分はｍａｓｓ％）で定義されるＭｄ₃₀
   が３０〜６０℃となる組成を有する溶鋼を鋳型側面が鋳
   片と同期して移動する連続鋳造機によって、１００℃／
   ｓｅｃ以上の凝固冷却速度で厚さ１０mm以下の薄帯状鋳
   片に鋳造し、凝固後は可及的高温から１２００℃までを
   ５０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、次いで冷間圧
   延、最終焼鈍を行うことを特徴とする加工肌荒れのない
   Ｃｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 冷間圧延において、加工率３０％以上の
   冷間圧延を施し、次いで１０００〜１２００℃の温度で
   中間焼鈍を加えた後に最終板厚まで冷間圧延する請求項
   ２記載のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼板の製造方法。