JP3270137B2 - 表面性状とリジング性および加工性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は，プレス成形や曲げ加
工，ロールフォーミングなどの加工に供される表面性状
とリジング性および加工性に優れた成形加工用フエライ
ト系ステンレス鋼板の効率的な製造方法に関する。本発
明の鋼は冷延鋼帯もしくは冷延鋼板の形で市場に供され
るが，本明細書においてはこれらを鋼板と総称すること
がある。

【０００２】

【従来の技術】SUS430に代表されるフエライト系ステン
レス鋼は，良好な耐食性を有し, また高価なＮiを含有
せず, オーステナイト系ステンレス鋼に比べると経済的
な利点も合わせ持つことなどから，耐久消費財を中心に
広く使用されている。

【０００３】従来より, フエライト系ステンレス鋼板を
製造するには，連続鋳造スラブを熱間圧延により熱延鋼
帯とし，箱型炉もしくは連続焼鈍炉による熱延板焼鈍を
行った後酸洗し，一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を含
む複数回の冷間圧延を行い,再結晶焼鈍して製品化する
のが一般的な方法である。ただし，熱延板焼鈍は省略さ
れる場合もあるが，特に深絞り加工などに供されリジン
グ性および加工性が重要となる薄板のプレス成形用途に
対しては，熱延板焼鈍を行い，また中間焼鈍を含む２回
の冷間圧延を実施して製造されている。

【０００４】このようなフエライト系ステンレス鋼冷延
鋼板の製造において，標準的に採用されている熱間圧延
条件は次の通りである。 温度 板厚（mm） スラブ加熱 1100〜1200℃ 200 粗熱間圧延終了 950〜1050℃ 25〜30 仕上熱間圧延終了 800〜850℃ 3.0〜4.5 巻き取り 600〜650℃ 3.0〜4.5

【０００５】また，生産能率のうえで特に重要となる圧
延速度については，従来のフエライト系ステンレス鋼で
は仕上圧延出側速度で4.0〜6.0m/s程度である。これは
オーステナイト系ステンレス鋼の約８m/s以上, 普通鋼
の約10m/s以上に比べかなり遅い。

【０００６】フエライト系ステンレス鋼の加工性は，一
般にオーステナイト系ステンレス鋼に比べて劣り, また
プレス成形に際してリジングと呼ばれる独特のシワ状の
表面凹凸を生じる問題がある。リジングは，成形品の美
観を損ない商品価値を低下させるばかりか，これを除去
するために研磨負荷の増大を招くなど, フエライト系ス
テンレス鋼の加工上の大きな問題である。

【０００７】SUS430系鋼の加工性改善に関しては，これ
までにも数多くの研究開発ならびに提案がなされてきて
いる。古くはＢ添加 (特公昭44-736号公報) やＢ−Ｔi
添加(特公昭47-4786号公報, 特公昭51-8733号公報), Ａ
l添加 (例えば特公昭51-44888号公報) などのフエライ
ト系ステンレス鋼の例があり，さらに本発明者らが提案
したＢとＶに加えて微量Ｔiおよび／または微量Ｚrを添
加した鋼（特開平3-94043号公報) などの例がある。

【０００８】一方, リジングについても数多くの報告が
あるが，その成因はつまるところ,鋳造組織や熱延板組
織に由来する方位の近い結晶粒の集団からなる単位領域
が冷延焼鈍板においても温存され, プレス成形などの加
工に際してそれぞれの単位領域が異なった変形挙動を示
し, 鋼板の圧延方向にうね状の表面起伏を生じるものと
考えられている。したがって，リジング性の改善にはこ
の単位領域を微細化,粉砕化することが有効であり，こ
の観点から各種の改善策が提案されている。

【０００９】その一つには, 鋼の化学成分バランスにお
いてオーステナイトポテンシャルを高める方法があり,
熱間圧延中にフエライト（α）相と共存するオーステナ
イト（γ）相の量を増加させ，（α＋γ）の帯状組織中
の粗大αバンドを小さくすることでリジング性の改善を
図るものである。

【００１０】他方，熱間圧延に関するリジング改善策と
しては低温圧延が有効であることが知られており，フエ
ライト系ステンレス鋼はオーステナイト系ステンレス鋼
よりも低い温度で熱間圧延が通常実施されている。より
積極的には, 比較的低温で強圧下の圧延パスを施した
り，また圧延中に材料を一時的に待機させてパス間の時
間を大きくする, いわゆるディレイ圧延がリジング改善
に有効であることも知られている。例えば特公昭45-340
16号公報では熱間圧延の少なくとも50％の圧下を871℃
以下の温度で行なうこと，そして熱間圧延の途中で圧延
を一時停止し，材料を760〜871℃よりも高くない温度に
冷却した後に後段の熱間圧延を行なうリジング改善方法
が提案されている。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】前述のSUS430の加工性
改善を目的にＢ,Ｔi,Ａlなどを添加したフエライト系ス
テンレス鋼は，これら元素がフエライト生成元素である
ためにオーステナイトポテンシャルが低くなる結果, γ
を利用した熱間圧延中の組織微細化はあまり期待でき
ず，冷間焼鈍後のリジング性は必ずしも優れているとは
いえない。

【００１２】また特公昭44-736号公報, 特公昭47-4786
号公報および特公昭51-8733号公報のＢ添加鋼やＢ-Ｔi
添加鋼はリジング性に優れることが示されているが，こ
れらはインゴット法により製造されている。このような
インゴットを分塊圧延によりスラブとして熱間圧延した
場合は，前述の単位領域の微細化および粉砕化の点から
もリジング性に有利である。しかし，現在の連続鋳造ス
ラブを熱延素材とする製造方法においては必ずしも良好
かつ十分なリジング性が確保できるとはいえない。

【００１３】一方, オーステナイトポテンシャルを高め
てリジング性を向上させる方法は，そのためにＣ, Ｎも
しくはＭnなどのオーステナイト生成元素量を増加させ
る必要があり, 材質の硬質化を招き加工性を低下させる
ことになる。

【００１４】さらに，低温熱延では，確かにリジング性
の改善には有効であっても, 表面疵を発生しやすく鋼帯
の表面品質の劣化をもたらす。これは，温度が低くなる
と被圧延材の変形抵抗が上昇するために圧延負荷が大き
くなり，ロールと被圧延材との焼付きを生じて被圧延材
の一部が凝着物としてロール表面に移着し，その後の鋼
帯表面に転写されるためと考えられる。また，圧延温度
が低いと鋼帯表面に生成される酸化皮膜も薄く，これが
焼付きを一層助長することも考えられる。このため，そ
の後の工程で鋼帯の表面研磨を要するなど，工程負荷の
増大をもたらしている。

【００１５】加えて，従来の熱間圧延温度の低温化によ
るリジング性の改善法では，低温化するために必然的に
圧延速度の低減を伴うことから生産性の低下が免れ得な
い。事実，先にも述べたようにフエライト系ステンレス
鋼の仕上圧延速度はオーステナイト系ステンレス鋼に比
べてもかなり遅く，生産性に劣っている。またディレイ
圧延についても圧延時間の増大を招き, 生産性の低下を
もたらすことになり経済的な方法ではない。

【００１６】したがって，連続鋳造スラブを熱延素材と
するフエライト系ステンレス冷延鋼板の製造において，
低温熱延による熱延鋼帯の生産性や表面品質の低下を招
くことなく，なおかつ中間焼鈍を行なうことなく冷間圧
延し，加工用冷延鋼板で必要とされる良好な深絞り性や
延性を確保しつつ，リジング性を改善するフエライト系
ステンレス鋼の経済的な工業的熱間圧延技術は未だ完成
されていない。本発明の課題はこれを完成させることに
ある。

【００１７】

【課題を解決するための手段】前記の課題を解決すべ
く，本発明者らはフエライト系ステンレス鋼のリジング
性および加工性に及ぼす合金組成，金属組織および熱延
条件の影響に関し，詳細な研究を行ってきた。その結
果，次のような幾つかの有益な事実を見出した。

【００１８】(1) 高温でのγ相量が比較的少ない鋼であ
っても，仕上熱間圧延において高温・高速熱延を行なえ
ば，フエライト相の細分化ならびにひずみ蓄積が図ら
れ，巻取後もしくは熱延板焼鈍時にフエライト相の回復
・再結晶が促進され, これによって冷間圧延・焼鈍後の
リジング性は向上する。 (2) 適正量のＢを添加することにより，高温・高速熱延
中のγ相は分散化した分布形態となり，フエライト相の
細分化ならびにひずみ蓄積がさらに促進され，リジング
性は一層向上する。 (3) Ｖ,Ｔi,Ｎb,Ｚrの添加を前項の処法に併用すれば加
工性は一層向上する。 (4) これに基づき連続鋳造スラブを用いて高温・高速熱
延すれば熱間圧延ロールとの焼付きが回避され表面性状
に優れた熱延鋼帯が生産性良く得られると共に,一回冷
延法さらには熱延板焼鈍を省略した一回冷延法により優
れたリジング性および加工性を有するフエライト系ステ
ンレス冷延鋼板が得られる。

【００１９】本発明はこのような知見に基づき完成した
ものであり，その要旨とするところは，熱間加工温度域
でフエライト＋オーステナイトの２相組織を呈するフエ
ライト系ステンレス鋼を，粗熱間圧延および仕上熱間圧
延を経て熱延鋼帯となし，冷間圧延と焼鈍を組み合わせ
て冷延鋼板または鋼帯を製造するさいに，下記(1)式で
示されるγmaxが１０以上で３５未満となるように化学
成分をバランスさせ且つ0.0010〜0.0300％のＢ（ほう
素）を含有したフエライト系ステンレス鋼のスラブを製
造し（ただし，この鋼は(1)式中の全ての成分が添加さ
れていることを意味するものではなく，含有しない成分
は０％としてγmaxを算出する),このスラブを1150〜125
0℃に加熱して粗熱間圧延を開始し，仕上圧延出側速度
が 7.0 m/s以上でかつ仕上圧延出側温度が 860℃以上で
仕上熱間圧延を終了し，650℃以上900 ℃以下で巻き取
ることを特徴とする，表面性状とリジング性および加工
性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造法であ
る。

【００２０】 γmax ＝420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋７(％Ｍn)−11.5(％Ｃr) −11.5(％Ｓi)−23(％Ｖ)−49(％Ｔi)−50(％Ｎb)−50(％Ｚr) ＋189 ・・(1)

【００２１】

【作用】γmaxは熱間圧延温度域などの高温での最大オ
ーステナイト相量に対応する指標である。本発明の対象
とする鋼は, 基本的には0.0010〜0.030％のＢを含有し
且つ前記γmaxが１０以上３５未満のフエライト系ステ
ンレス鋼であればよい。さらに本発明が有利に達成でき
るフエライト系ステンレス鋼としては，質量％でＣ：0.
10％以下, Ｓi：0.40％以下, Ｍn：2.0％以下, Ｎi：0.
50％以下, Ｃr：10.00〜20.00％, Ｎ：0.04％以下,
Ｂ：0.0010〜0.030％を含有し，場合によってはさら
に，Ｖ：0.01〜0.30％, Ｔi：0.01〜0.03％, Ｎb：0.01
〜0.30％,Ｚr：0.01〜0.30％の１種または２種以上を含
有し，残部がＦeおよび不可避の不純物からなり, かつ
上記(1)式で表されるγmaxが１０以上３５未満とするこ
とでリジング性および加工性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板が得られる。

【００２２】代表的な実験結果を参照しながら以下に本
発明の作用効果を具体的に説明しよう。

【００２３】表１に示す化学成分を有する２種の供試鋼
を溶製し，厚さ200mmの連続鋳造スラブとした。鋼No.1
はSUS430として一般的な化学成分を有する鋼であり，鋼
No.2はＢ (ほう素) とＴiを含有する17％Ｃr鋼である。

【００２４】これらのスラブを表２に示した熱延条件に
よって板厚3.6mmの熱延鋼帯とし，いずれの場合も850℃
×６ｈの熱延板焼鈍を行い，酸洗後，板厚0.7mmに冷間
圧延し，830℃×１minの焼鈍を行った。

【００２５】各熱延鋼帯の金属組織観察を行なうととも
に, 冷延焼鈍板のリジング性を調査した。リジング性
は，冷延焼鈍板から圧延方向と平行に, 平行部35mm幅×
120mm長さの引張試験片を採取し，20％の引張りひずみ
を付与し, 表面粗さ計を用いて圧延方向と直角方向の中
心線平均粗さＲaを測定し，表面に現れたリジングを次
に示す５段階で評価した。

【００２６】

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】図１は，表１の鋼No.1を表２の熱延条件N
o.1 (従来の熱延条件) で熱延した熱延板の金属組織を
示したものである。図１の熱延板から製造した冷延焼鈍
板のリジング評価はＤであった。図１から分かるよう
に，通常のSUS430を従来の熱延条件で熱間圧延した場合
の熱延板金属組織は，圧延方向に長く展伸した変態相
(高温でのγ相) とフエライト相の層状組織を呈してい
る。

【００３０】図２は，表１の鋼No.2を, 表２の熱延条件
No.1 (従来の熱延条件) で熱延した熱延板の金属組織を
示したものである。図２の熱延板から製造した冷延焼鈍
板のリジング評価はＣであった。

【００３１】図３は，表１の鋼No.2を, 表２の熱延条件
No.2 (高温・高速熱延) で熱延した熱延板の金属組織を
示したものである。図３の熱延板から製造した冷延焼鈍
板のリジング評価はＡであった。

【００３２】図２に見られにように，Ｂ (ほう素) とＴ
iを含有する鋼No.２は，従来の熱延条件においても変態
相が分断化する傾向を示しており，このためにリジング
性も向上している。しかし，必ずしも充分ではない。こ
れに対し，図３のように，高温高速熱延を適用すると変
態相は粒状となり，分散化した分布形態を呈する。そし
て，この熱延板金属組織の変化にともない，冷延焼鈍板
のリジング性も向上する。

【００３３】このＢ添加と高速熱延により，高温熱延で
あっても良好なリジング特性が得られる理由は，次のよ
うに考えられる。

【００３４】先ず，熱間圧延におけるオーステナイトの
役割についてみると，オーステナイトの析出ノーズは10
50〜1100℃にあり, これは粗熱間圧延後半の温度域に対
応する。フエライト系ステンレス鋼のように多量のＣr
を含有する鋼では普通鋼に比べγ→α変態が遅く, 粗熱
間圧延段階で生成したオーステナイトは仕上熱間圧延時
にもほぼそのまま持ちこされる。したがって, フエライ
ト相に比べ熱間での変形抵抗の大きいオーステナイト相
がフエライト相と共存する状態で仕上熱間圧延され，こ
れがフエライト相の細分化ならびにひずみ蓄積に寄与す
ることになる。

【００３５】このオーステナイト共存の効果は圧延温度
が低いほど大きいが，より高温であっても高速熱延では
ひずみ速度が大きいために，実質的に低温で熱延したと
同様の効果をもたらすものと推定される。さらにＢ (ほ
う素) は，例えば図２や図３にに見られるように高温時
のオーステナイト相（写真では冷却後の変態相）を粒状
に分散化して分布させる効果を有するから，上記のオー
ステナイト共存の効果をより一層高め，巻取後もしくは
熱延板焼鈍時にフエライト相の回復・再結晶を促進し，
リジング性を改善するものと考えられる。

【００３６】なおオーステナイト（冷却後の変態相）の
分布状態に及ぼすＢの影響のメカニズムについてせ現時
点では必ずしも明らかではないが，おそらくＢの関与す
る析出物がフエライト中に多数存在し，粗熱間圧延中に
生成するオーステナイトの生成サイトとなるためと考え
られる。

【００３７】以下に本発明で対象とするフエライト系ス
テンレス鋼の各成分含有量の限定理由について概説す
る。

【００３８】Ｂは先にも述べたように熱延板の変態相分
布を均一分散化させ, リジングの原因となる単位領域を
微細化, 分断化する作用を有する。その効果は0.0010％
未満では十分ではない。一方, 0.0300％を超えるとスラ
ブ鋳造欠陥の増加や溶接性の低下を招くため，適正含有
量として0.0010％〜0.0300％に規定する。

【００３９】Ｃはγmaxを高める元素であり, 熱間圧延
温度域でのオーステナイトを増加させて組織微細化に有
利に働き, リジング性の向上に好ましい。しかしＣは冷
延焼鈍後の強度を上昇させる元素でもあり, あまり高い
と延性の低下を招くため0.10％を上限とする。

【００４０】Ｓiは脱酸に有効な元素であるが，固溶強
化能が大きく, 含有量が高いと材質が硬化し延性の低下
を招くので0.40％以下とする。

【００４１】Ｍnはオーステナイト生成元素でありγmax
の制御に有効利用できるとともに，固溶強化能が小さく
材質への悪影響が少ない。しかし2.0％を超える添加は
耐食性の劣化やコスト上昇を招くため2.0％を上限とす
る。

【００４２】ＮiはＭnと同様にオーステナイト生成元素
でありγmaxの制御に有効な元素である。しかし，0.50
％を超える添加は硬質化やコスト上昇を招くため0.50％
を上限とする。

【００４３】Ｃrの下限10.00％は，ステンレス鋼として
の耐食性を保持するに必要最低限の量である。一方多量
の含有は加工性の低下を招くため，20.00％を上限とす
る。

【００４４】ＮはＣと同様にγmaxを高める元素であり,
リジング性の改善に好ましい。しかし多量の添加は硬
質化による延性低下や表面疵の発生を招くため，0.04％
を上限とする。

【００４５】Ｔi,Ｎb,ＺrおよびＶは，いずれもｒ値を
上昇させ深絞り性改善に有効な元素である。しかし，一
方ではフエライト生成元素でありγmaxを低下させ必ず
しもリジング性に対しては好ましくない元素でもある。
そこで，それぞれの適正含有量範囲として, それぞれ0.
01〜0.30％に規制する。

【００４６】γmaxは先にも述べたように熱間圧延温度
域での最大オーステナイト量の指標である。γmaxが10
以下では高温でのオーステナイト量が少ないため，本発
明で規定するＢ添加と高速・高温熱延を施しても十分で
リジング性が得られない。一方, γmaxを高めることは
リジング性の改善には有効であるが，そのためにＣ,Ｎ,
Ｍn,Ｎiなどのオーステナイト生成元素量を高める必要
があり，これらは材質の硬質化やコスト上昇を招くため
γmaxとして35未満に規定する。

【００４７】なお，本発明においてはＭoやＣu,Ａlなど
のその他の元素についても耐食性や耐酸化性などの諸特
性の向上を目的に適宜添加することは許容される。

【００４８】次に本発明で採用する製造条件の数値限定
理由について概説する。

【００４９】スラブ加熱温度は，1150℃未満では高速圧
延を行ったとしても, 従来の熱間圧延で問題となってい
る生産性の低下や表面疵発生の問題が完全には解決され
得ない。一方, 1250℃を超えるスラブ加熱温度を採用す
ることはエネルギーコストの上昇を招いて不利となる。
このため, スラブ加熱温度は1150〜1250℃の範囲とす
る。

【００５０】仕上圧延速度の規制は本発明の重要な点で
あって，高温熱延であっても良好なリジング性を得ると
ともに，生産性を高めかつ圧延温度を確保し表面品質の
良好な熱延鋼帯を得るため7.0m/s以上に規定する。

【００５１】仕上圧延終了温度は，前記1150℃以上のス
ラブ加熱温度を採用する場合に860℃未満とするには，
圧延速度を規制したり熱延中のストリップの冷却強化を
図る必要があるとともに，ロールとの焼付きに起因する
表面疵発生の危険性が高まるため, 860℃以上に規定す
る。

【００５２】巻取温度を低くするためには，仕上圧延機
出側から巻取機までの間で積極的な水冷を行なうなどの
処置が必要であり，鋼帯の形状不良を招く。また熱延板
焼鈍を省略するには，高温で巻き取ってその後の降温過
程でオーステナイトもしくは変態相のフエライトへの変
態を促進することが有利である。逆に必要以上の高温巻
取を行なうことはエネルギーコストの上昇を招く。そこ
で, 本発明で規定する前記スラブ加熱温度ならびに仕上
圧延終了温度を採用し，特段の水冷や加熱処理などを行
なう必要のない巻取温度として650℃以上900℃以下に規
定する。

【００５３】

【実施例】表３に示す化学成分を有する鋼を溶製して連
続鋳造スラブとなし，表４に示す条件により熱間圧延を
行い，板厚3.6mmの熱延鋼帯とし，圧延ロールとの焼付
きによる表面疵発生の有無を確認した。

【００５４】この熱延鋼帯を２分割し，一方には850℃
×６ｈの焼鈍を施し，他方は熱延板焼鈍を施すことな
く, それぞれをデスケール後，板厚0.7mmに冷間圧延
し，830℃×１minの焼鈍を行った。

【００５５】なお比較のために，通常のSUS430である鋼
No.5を従来条件で熱延し，熱延板焼鈍を行ったものにつ
いて, 板厚1.5mmでの中間焼鈍を含む２回冷延工程にて
も製造した（比較例No.3)。比較例No.1と比較例No.2
は，中間焼鈍を行わなかった以外は比較例No.3と同条件
である。

【００５６】得られた冷延鋼帯について，リジング性，
引張特性およびｒ値を調査した。リジング性の調査なら
びに評価は前述の方法と同じである。引張特性およびｒ
値はJIS 13B号試験片を用いて圧延方向, 圧延方向と45^o
方向, 圧延方向と90^o方向の３方向について測定しその
平均を求めた。得られた結果を表４にて併せて示す。

【００５７】

【表３】

【００５８】

【表４】

【００５９】表４から分かるように，本発明による鋼板
はいずれも熱延鋼帯での表面疵の発生がなく，良好な表
面性状が得られている。またその冷延焼鈍板は，熱延板
焼鈍の有無によらず，通常のSUS430 (鋼No.5）の低速熱
延で２回冷延工程材（比較例No.3）と同等以上の優れた
リジング性ならびに加工性を有している。

【００６０】これに対し，鋼No.5を高速熱延した比較例
No.1では, 加工性ならびにリジング性が劣る。

【００６１】SUS430の鋼No.5を従来条件 (低速) で熱延
し，中間焼鈍を行なうことなく冷間圧延した比較例No.2
は，熱延鋼帯において表面疵が発生し且つ冷延焼鈍板の
加工性ならびにリジング性も本発明例に比べて劣る。

【００６２】比較例No.4は，γmaxが8.2と低い鋼No.6を
高速熱延したものであるが，リジングに劣る。

【００６３】また鋼No.2を従来条件で熱延した比較例N
o.5のものは，冷延焼鈍板の特性には優れるものの，熱
延鋼帯にロールとの焼付きに起因する表面疵が多発して
おり，製品化には後工程での表面研磨を要するものであ
った。

【００６４】

【発明の効果】以上のように，本発明によれば生産性の
低下やコスト上昇を招くことなく，良好な表面性状を有
し，リジング性および加工性に優れたフエライト系ステ
ンレス鋼板を得ることができる。なお本発明によれば，
中間焼鈍を施さずとも良好なリジング性および加工性が
得られるものであるが，製造コストの上昇を許容し，冷
延工程において中間焼鈍を施すならば，さらにこれら特
性が向上する。

【図面の簡単な説明】

【図１】表１の鋼No.1を従来の熱延条件で熱間圧延して
得た熱延板の金属組織を示す写真である。

【図２】表１のＢ入り鋼No.2を従来の熱延条件で熱間圧
延して得た熱延板の金属組織を示す写真である。

【図３】表１のＢ入り鋼No.2を本発明に従う熱延条件で
熱間圧延して得た熱延板の金属組織を示す写真である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭57−70225（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−290917（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−10218（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−94043（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 C21D 8/02 C22C 38/00 C22C 38/54

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 熱間加工温度域でフエライト＋オーステ
   ナイトの２相組織を呈するフエライト系ステンレス鋼
   を，粗熱間圧延および仕上熱間圧延を経て熱延鋼帯とな
   し，冷間圧延と焼鈍を組み合わせて冷延鋼板または鋼帯
   を製造するさいに，下記の(1)式で示されるγmax (ただ
   し, 式中の成分のうち鋼中に含有されない成分は０％と
   して計算する）が１０以上で３５未満となるように化学
   成分をバランスさせ且つ0.0010〜0.0300％のＢ（ほう
   素）を含有したフエライト系ステンレス鋼のスラブを製
   造し，このスラブを1150〜1250℃に加熱して粗熱間圧延
   を開始し，仕上圧延出側速度が 7.0 m/s以上でかつ仕上
   圧延出側温度が 860℃以上で仕上熱間圧延を終了し，65
   0℃以上 900℃以下で巻き取り，中間焼鈍を施すことな
   く目標板厚まで冷間圧延を行い, 次いで再結晶焼鈍する
   ことを特徴とする表面性状とリジング性および加工性に
   優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造法。 γmax ＝420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋７(％Ｍn)−11.5(％Ｃr) −11.5(％Ｓi)−23(％Ｖ)−49(％Ｔi)−50(％Ｎb)−50(％Ｚr) ＋189 ・・(1)
2. 【請求項２】 フエライト系ステンレス鋼は，質量％
   で，Ｃ：0.10％以下，Ｓi：0.40％以下, Ｍn：2.0％以
   下, Ｎi：0.50％以下, Ｃr：10.00〜20.00％, Ｎ：0.04
   ％以下, Ｂ：0.0010〜0.0300％を含有し，残部がＦeお
   よび不可避の不純物からなり, かつγmaxが１０以上で
   ３５未満である請求項１に記載の製造法。
3. 【請求項３】 フエライト系ステンレス鋼は，質量％
   で，Ｃ：0.10％以下，Ｓi：0.40％以下, Ｍn：2.0％以
   下, Ｎi：0.50％以下, Ｃr：10.00〜20.00％, Ｎ：0.04
   ％以下, Ｂ：0.0010〜0.0300％を含有し，さらに，Ｖ：
   0.01〜0.30％, Ｎb：0.01〜0.30％, Ｚr：0.01〜0.30％
   またはＴi：0.01〜0.30％の１種または２種以上を含有
   し，残部がＦeおよび不可避の不純物からなり, かつγm
   axが１０以上で３５未満である請求項１に記載の製造
   法。
4. 【請求項４】 冷間圧延は，熱延板焼鈍を施さずに実施
   される請求項１，２または３に記載の製造法。