WO2022163160A1 - ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2022163160A1
WO2022163160A1 PCT/JP2021/045308 JP2021045308W WO2022163160A1 WO 2022163160 A1 WO2022163160 A1 WO 2022163160A1 JP 2021045308 W JP2021045308 W JP 2021045308W WO 2022163160 A1 WO2022163160 A1 WO 2022163160A1
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steel sheet
less
cold
steel plate
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Inventor
修司 西田
彩子 田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel plate and its manufacturing method, and particularly to a stainless steel plate having high whiteness and high image clarity.
  • Stainless steel sheets are widely used for parts and places that are easily visible, such as sinks, outer panels of commercial refrigerators, and walls of buildings.
  • such stainless steel sheets are required to have a high surface quality.
  • the surface has a relatively white color tone, and furthermore, the surface on which a person or an object reflected on the surface can be seen clearly and vividly is considered to have a calm appearance, and the demand for such a surface is increasing. That is, a stainless steel plate having a high degree of whiteness and high image clarity is desired.
  • Patent Document 2 "at least one side has a 60 degree specular gloss specified by JIS Z8741, which is 20 or less, and a lightness L * value specified by JIS Z8731, which is 70 or more.
  • Designable stainless steel sheet with high whiteness and antiglare property.” is disclosed.
  • Patent Document 3 "% by mass, C: 0.020 to 0.120%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.10 to 1.00%, Ni: 0.01 to 0.60%, Cr: 14.00-19.00%, N: 0.010-0.050%, Al: 0-0.050%, Ti: 0-0.050%, Mo: 0-0 .50%, Cu: 0-0.50%, Co: 0-0.10%, V: 0-0.20%, of which Al: 0.005-0.030%, Ti: 0.50%.
  • a ferritic stainless steel sheet having a chemical composition containing one or more selected from the group of 005 to 0.030%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and having a ⁇ max value of 30 to 55 determined by the following formula (1).
  • ⁇ max 420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-52Al+470N+189 (1)
  • the content of the element represented by mass % is substituted for the symbol of the element in the formula (1), and 0 (zero) is substituted for the non-additive element. ” is disclosed.
  • JP 2017-179519 A JP-A-2001-335997 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2020-111792
  • glossiness and whiteness which are commonly used design evaluation indices, index the intensity of light that causes specular reflection and the intensity of light that causes diffuse reflection among the light incident on the steel plate. It is what I did. Only with such indexes, it is impossible to evaluate the image clarity that influences the design of the steel sheet.
  • the image clarity is an index that increases when the direction of travel of the light that causes specular reflection among the light incident on the steel plate from a specific direction is concentrated.
  • the glossiness which is a conventional index, reflects the total amount of light reflected within a specific angle range, out of the light incident on the steel sheet from a specific direction. Therefore, the degree of dispersion of the specular reflection angle (in other words, the degree of concentration in the traveling direction of the specular light) depends on the glossiness as long as the specular light is within the above “specific angle range”. have no effect.
  • the magnitude of the dispersion of the reflection angle of the specularly reflected light greatly affects the image clarity of the steel plate.
  • the specularly reflected light falls within the above-mentioned “specific angle range”
  • the angular dispersion of the specularly reflected light is large (in other words, if the traveling direction of the specularly reflected light varies), the image clarity is low, and conversely, the smaller the angular dispersion, the higher the image clarity.
  • the stainless steel sheets described in Patent Documents 1 and 2 have enhanced antiglare properties by imparting polishing marks to the surface or by acid-treating the surface to impart unevenness. According to the techniques disclosed in Patent Documents 1 and 2, a steel sheet having a low glossiness and a high degree of whiteness can be obtained, but there is a problem that the image clarity of the obtained steel sheet is low.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a stainless steel sheet having a high degree of whiteness and high image clarity.
  • Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing the above stainless steel plate.
  • whiteness is lightness (L * value) measured according to JIS Z8722. Specifically, the whiteness is measured by the following method. That is, the color measurement is performed according to JIS Z 8722:2009 so that the rolling direction (L direction) of the steel sheet is the measurement direction. D65 is used as the light source under the condition of a field of view of 10 degrees. CIELAB (L * a * b * system) is used as the color system, and the L * value obtained by measuring under condition c (de: 8°) (SCE condition) is defined as whiteness.
  • the image clarity is C (0.25) measured according to JIS K 7374. Specifically, the image clarity is measured according to JIS K 7374:2007 by the following method. That is, the direction (C direction) perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is the measurement direction, that is, the L direction is perpendicular to the optical comb, the measurement angle is 60 degrees by the reflection method, and the optical comb width is 0.25 mm. The image definition (%) is measured with , and the obtained C (0.25) is taken as the image clarity.
  • each surface texture parameter obtained in accordance with JIS B 0681-2:2018 shown below may be set within the respective ranges shown below.
  • Core portion level difference Sk 1.50 ⁇ m or less
  • Protruding peak height Spk 0.20 ⁇ m or less
  • each surface texture parameter described above is obtained as follows.
  • each XY position is associated with the height of each position (set as c).
  • a curve obtained by graphing the vertical axis for "height c" and the horizontal axis for "loaded area ratio (0 to 100%)" which means the area ratio of the area of height c or higher.
  • the load curve On the load curve, the position where the slope of the secant of the load curve obtained by subtracting the difference of the load area ratio of 40% is the smallest is called the central portion of the load curve.
  • a straight line that minimizes the sum of squares of deviations in the direction of the vertical axis with respect to the central portion (width of 40 pt %) is called an equivalent straight line.
  • the difference in height of the equivalent straight line between the load area ratio of 0% and 100% is the level difference Sk of the core portion.
  • the points having a height equal to or higher than the height of the equivalent straight line at the load area ratio of 0% are averaged for each height difference between each point and the height at the equivalent straight line at the load area ratio of 0%.
  • the doubled value is the protruding peak height Spk.
  • the area ratio (%) of the portion having a height equal to or higher than the height of the equivalent straight line when the load area ratio is 100% is the load area ratio Smr2 that separates the core portion and the projecting valley portion.
  • the level difference Sk of the core portion is an index of the surface roughness of a portion of the surface that is relatively close in height microscopically, or a portion that causes specular reflection of light macroscopically.
  • a low Sk small Sk value means that the surface roughness is small at relatively close heights. means easier to do. Concentration of directions in which specular reflection of light incident from a specific direction occurs macroscopically means high image clarity. Therefore, a low Sk is a prerequisite for high image clarity.
  • the protruding peak height Spk is an index of the surface roughness of a relatively high portion.
  • a surface with a low Sk may also have a high Spk. This means that many undulation components are present in the above-mentioned portion where specular reflection of light occurs.
  • Sk is low, when Spk is high, although the surface roughness is small in the portion of the surface that is relatively close in height, the surface waviness of the portion is large. Therefore, even if Sk is low, when Spk is high, it becomes difficult to concentrate the direction in which specular reflection of light incident from a specific direction occurs, and macroscopically speaking, the image clarity decreases. That is, the low Sk and the low Spk (the Spk value is small) achieve high image clarity.
  • the load area ratio Smr2 that separates the core portion and the protruding valley portion is an index of the area ratio of the relatively low portion.
  • a low Smr2 value (a small Smr2 value) means that the area ratio of the portion having a relatively low height is large.
  • Sk and low Spk On a surface with low Sk and low Spk, this relatively low portion is a portion that causes irregular reflection of light microscopically.
  • Smr2 is low, diffused reflection of light occurs frequently, and macroscopically speaking, the degree of whiteness increases.
  • the present inventors studied the manufacturing process of the stainless steel plate in order to bring the above surface texture parameters (Sk, Spk, Smr2) into the desired ranges.
  • the surface of the stainless steel plate is roughened by performing the roughening process under appropriate conditions.
  • the surface fine shape of the steel sheet has a high Sk and a high Spk. Macroscopically speaking, a surface with high whiteness and low image clarity is obtained.
  • insufficient planarization results in a surface with high Sk and/or Spk and low Smr2, with high whiteness but low image clarity. becomes the surface.
  • excessive planarization results in a surface with low Sk and Spk and high Smr2, resulting in a surface with high image clarity but low whiteness.
  • Smr2 increases as Sk increases in the roughening process, but decreases precipitously as the planarization progresses, prior to the decrease in Sk. After that, Smr2 begins to rise again as planarization progresses further.
  • a surface with high Smr2 obtained immediately after roughening has high Sk and Spk, and almost the entire surface is a surface that strongly diffusely reflects light.
  • the present invention has been completed based on the above knowledge and further studies. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows.
  • the level difference Sk of the core portion is 1.50 ⁇ m or less
  • the protruding peak height Spk is 0.20 ⁇ m or less
  • the stainless steel plate is an austenitic stainless steel plate or a ferrite-austenite duplex stainless steel plate, A material steel plate preparation process for preparing a cold-rolled annealed steel plate as a material, a roughening step of polishing the cold-rolled annealed steel sheet to obtain a cold-rolled annealed polished steel sheet; a flattening step of subjecting the cold-rolled annealed and polished steel sheet to skin-pass rolling to obtain a cold-rolled annealed and polished skin-pass finished steel sheet, In the surface roughening step, the cold-rolled annealed steel sheet is subjected to a polishing treatment for adjusting the surface roughness Sa of the cold-rolled annealed steel sheet to 0.20 ⁇ m or more and 2.00 ⁇ m or less, In the flattening step, the cold-rolled annealed and polished steel sheet is subjected to skin-pass rolling using a skin-pass roll having a
  • a method of manufacturing a steel plate is a ferritic stainless steel plate or a martensitic stainless steel plate, A material steel plate preparation process for preparing a cold-rolled steel plate as a material, a roughening step of heat-treating the cold-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled annealed steel sheet, and pickling the cold-rolled annealed steel sheet to obtain a cold-rolled annealed and pickled steel sheet; a flattening step of subjecting the cold-rolled annealed and pickled steel sheet to skin-pass rolling to obtain a cold-rolled annealed and pickled skin-pass finished steel sheet, In the roughening step, the cold-rolled steel sheet is subjected to a heat treatment in a temperature range of 750 ° C.
  • the cold-rolled annealed and pickled steel sheet is subjected to skin-pass rolling using a skin-pass roll having a surface roughness Sa of 0.06 ⁇ m or less at an elongation rate of 0.10% or more and 3.00% or less.
  • the present invention will be explained based on the following embodiments.
  • the surface texture parameters of the steel sheet surface of the present invention are adjusted as follows from the viewpoint of obtaining desired whiteness and image clarity.
  • the core level difference Sk must be 1.50 ⁇ m or less. When Sk exceeds 1.50 ⁇ m, the image clarity of the steel sheet is lowered. Sk is preferably 1.00 ⁇ m or less. Although the lower limit of Sk is not particularly limited, Sk is preferably 0.30 ⁇ m or more from the viewpoint that Smr2, which will be described later, is easily within a predetermined range.
  • Protruding Peak Height Spk 0.20 ⁇ m or Less
  • the protruding peak height Spk must be 0.20 ⁇ m or less.
  • Spk is preferably 0.10 ⁇ m or less.
  • the lower limit of Spk is not particularly limited, Spk is preferably 0.01 ⁇ m or more, more preferably 0.05 ⁇ m or more, in order to easily keep Smr2, which will be described later, within a predetermined range.
  • Load area ratio Smr2 dividing the core and protruding valleys 80% or less In order to obtain the desired whiteness, it is necessary to set the load area ratio Smr2 dividing the core and protruding valleys to 80% or less. When Smr2 exceeds 80%, the whiteness of the steel sheet is lowered. Smr2 is preferably 60% or less. Although the lower limit of Smr2 is not particularly limited, it is preferable that Smr2 is 50% or more in order to make it easier to keep the above-mentioned Sk and Spk within the predetermined ranges.
  • each surface texture parameter including Sk is obtained as follows. First, the surface of a steel plate as a test material is subjected to shape measurement under conditions of 2048 ⁇ 1536 pixels in a range of 94.0 ⁇ m in width and 70.5 ⁇ m in length with a confocal laser microscope. Noise is removed from the obtained shape data, and then tilt correction is performed by approximating the entire measurement surface with a plane and taking the difference. The height of pixels removed as noise may be interpolated based on the heights of surrounding pixels.
  • the above-described measurement is performed in 10 randomly selected fields of view, and the arithmetic average value of the surface texture parameters (Sk, Spk, Smr2, Sa) of each field of view is calculated.
  • surface texture parameters Sk, Spk, Smr2, Sa.
  • the stainless steel plate of the present invention has a high whiteness of 50 or more and a high image clarity of 1% or more by the above-described method for measuring whiteness and image clarity.
  • the whiteness is preferably 60 or higher.
  • the image clarity is preferably 10% or more.
  • the upper limit of the whiteness is not particularly limited, the whiteness is preferably 70 or less.
  • the upper limit of the image clarity is not particularly limited, but the image clarity is preferably 60% or less.
  • the thickness of the stainless steel plate is not particularly limited in the present invention, it is preferably 0.1 mm or more from the viewpoint of manufacturability. Moreover, it is preferable that the thickness of the steel plate is 4.0 mm or less. The thickness of the steel plate is more preferably 0.5 mm or more, still more preferably 1.0 mm or more. Moreover, the thickness of the steel plate is more preferably 3.0 mm or less, and still more preferably 2.0 mm or less.
  • the present inventors studied a method for manufacturing a stainless steel plate, including the above-described roughening process and flattening process. As a result, the present inventors have found that preferred manufacturing methods differ depending on the steel composition, as will be described later.
  • the present inventors have found preferred manufacturing methods for austenitic stainless steel plate, ferrite-austenite duplex stainless steel plate, ferritic stainless steel plate, and martensitic stainless steel plate. different.
  • the case of an austenitic stainless steel sheet or a ferrite-austenite duplex stainless steel sheet and the case of a ferritic stainless steel sheet or a martensitic stainless steel sheet will be described in detail below.
  • the component composition is mass %, C: 0.001 to 0.150%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.01 to 6.00%, P: 0.05% Below, S: 0.040% or less, Ni: 1.5 to 22.0%, Cr: 16.0 to 24.0%, Al: 0.001 to 0.300%, N: 0.001 to 0 .250% with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the component composition may further contain one or more groups selected from the following (group A) to (group C).
  • group A One or more selected from Cu: 2.00% or less, Co: 2.00% or less, Mo: 3.00% or less, and W: 2.00% or less
  • Group B Ti: 0.50% or less, Nb: 1.00% or less, V: 0.50% or less, and Zr: 0.50% or less
  • group C B: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, Ca: 0.0030% or less, Y: 0.20% or less, REM (rare earth metal): 0.20% or less, Sn: 0.50% or less, and Sb: 1 or 2 or more selected from 0.50% or less
  • % regarding a component composition means the mass % unless otherwise indicated.
  • C 0.001 to 0.150%
  • C has the effect of forming a solid solution in the steel to increase the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the C content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained.
  • the C content exceeds 0.150%, the steel is excessively hardened and the manufacturability of the steel sheet is rather lowered. Therefore, the C content is preferably in the range of 0.001 to 0.150%.
  • the C content is more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.030% or more.
  • the C content is more preferably 0.120% or less, and still more preferably 0.080% or less.
  • Si 0.01-2.00%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent during steel smelting, reduces inclusions in the steel that cause surface defects in the steel sheet, and improves the manufacturability of the steel sheet.
  • Si has the effect of increasing the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the Si content is preferably in the range of 0.01 to 2.00%.
  • the Si content is more preferably 0.10% or more, still more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is more preferably 1.00% or less, and still more preferably 0.70% or less.
  • Mn 0.01-6.00% Mn has the effect of increasing the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the Mn content is preferably 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably in the range of 0.01 to 6.00%.
  • the Mn content is more preferably 0.20% or more, still more preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is more preferably 3.00% or less, still more preferably 2.00% or less, and even more preferably 0.90% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that embrittles steel and makes it easier for cracks to form on the steel surface, thereby reducing the manufacturability of the steel sheet. Therefore, it is desirable to reduce P as much as possible. Therefore, the P content is preferably 0.05% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but excessive dephosphorization causes an increase in production cost. Therefore, the P content is preferably 0.001% or more.
  • S 0.040% or less
  • S is an element that exists in steel as sulfide-based inclusions such as MnS, makes it easy to generate surface defects due to the inclusions, and lowers the manufacturability of the steel sheet. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible.
  • the S content exceeds 0.040%, the above effects become greater. Therefore, the S content is preferably 0.040% or less.
  • the S content is more preferably 0.020% or less, still more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, excessive desulfurization invites an increase in production costs. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more.
  • Ni 1.5-22.0%
  • Ni is an element that contributes to improving the corrosion resistance of the steel sheet and prevents deterioration of the design of the steel sheet due to corrosion. In order to obtain this effect, it is preferable to set the Ni content to 1.5% or more. However, if the Ni content exceeds 22.0%, the refining process becomes complicated and the manufacturability of the steel deteriorates. Therefore, the Ni content is preferably in the range of 1.5-22.0%. The Ni content is more preferably 2.0% or more, still more preferably 8.0% or more. Also, the Ni content is more preferably 15.0% or less, and still more preferably 10.5% or less.
  • Cr 16.0-24.0% Cr is an element that contributes to the improvement of the corrosion resistance of the steel sheet and prevents deterioration of the design of the steel sheet due to corrosion. However, if the Cr content exceeds 24.0%, surface roughness tends to occur during hot rolling, and the manufacturability of the steel sheet decreases. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 16.0-24.0%. The Cr content is more preferably 22.0% or less, still more preferably 20.0% or less, and even more preferably 18.0% or less.
  • Al 0.001-0.300%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent, reduces inclusions in the steel that cause surface defects in the steel sheet, and improves the manufacturability of the steel sheet.
  • the Al content is preferably 0.300% or less.
  • the Al content is more preferably 0.100% or less, still more preferably 0.050% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • N 0.001 to 0.250%
  • N has the effect of forming a solid solution in the steel to increase the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the N content is preferably in the range of 0.001 to 0.250%.
  • the N content is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the N content is more preferably 0.200% or less, still more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.050% or less.
  • Cu 2.00% or less
  • Cu has the effect of increasing the strength of the steel sheet. This effect is obtained when the Cu content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.10% or more.
  • the Cu content exceeds 2.00%, the steel contains a large amount of ⁇ -Cu phase, which becomes the starting point of corrosion, and the corrosion resistance of the steel sheet is lowered. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is preferably 2.00% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.20% or less.
  • Co 2.00% or less Co has the effect of increasing the strength of the steel sheet. This effect is obtained when the Co content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.01% or more. The Co content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.10% or more. However, when the Co content exceeds 2.00%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 2.00% or less. The Co content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.20% or less.
  • Mo 3.00% or less
  • Mo is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the Mo content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.01% or more. Mo content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.10% or more, and even more preferably 0.15% or more. However, when the Mo content exceeds 3.00%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 3.00% or less. Mo content is more preferably 0.80% or less, still more preferably 0.60% or less, and even more preferably 0.45% or less.
  • W 2.00% or less W is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the W content is preferably 0.01% or more. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 0.01% or more. The W content is more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.10% or more. However, when the W content exceeds 2.00%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 2.00% or less. The W content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.20% or less.
  • Ti 0.50% or less
  • Ti is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the Ti content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.01% or more. The Ti content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more. However, if the Ti content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.50% or less. The Ti content is more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.10% or less.
  • Nb 1.00% or less Nb, like Ti, has the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the Nb content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.01% or more. The Nb content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more. However, when the Nb content exceeds 1.00%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 1.00% or less. The Nb content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.20% or less.
  • V 0.50% or less V, like Ti and Nb, has the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the V content is preferably 0.01% or more. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.01% or more. The V content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more. However, when the V content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.50% or less. The V content is more preferably 0.20% or less, still more preferably 0.10% or less.
  • Zr 0.50% or less Zr, like Ti and Nb, has the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet. This effect is obtained when the Zr content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.01% or more. The Zr content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more. However, when the Zr content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.50% or less. The Zr content is more preferably 0.20% or less, still more preferably 0.10% or less.
  • B 0.0050% or less
  • B is an element that prevents edge cracks in steel sheets during hot rolling and improves the productivity of steel sheets. This effect is obtained when the B content is preferably 0.0002% or more. Therefore, when containing B, the B content is preferably 0.0002% or more. The B content is more preferably 0.0003% or more, still more preferably 0.0005% or more. However, if the B content exceeds 0.0050%, the hot workability deteriorates, leading to deterioration in the manufacturability of the steel sheet. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.0050% or less. The B content is more preferably 0.0030% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • Mg forms Mg oxide together with Al in molten steel and acts as a deoxidizing agent. This effect is obtained when the Mg content is preferably 0.0005% or more. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0005% or more. The Mg content is more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0050%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0050% or less. The Mg content is more preferably 0.0030% or less.
  • Ca 0.0030% or less Ca forms oxides in molten steel and acts as a deoxidizing agent. This effect is obtained when the Ca content is preferably 0.0003% or more. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0003% or more. The Ca content is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0007% or more. However, when the Ca content exceeds 0.0030%, a large amount of CaS is generated in the steel, and this serves as a starting point for corrosion, degrading the corrosion resistance of the steel sheet. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0030% or less. The Ca content is more preferably 0.0025% or less, still more preferably 0.0015% or less.
  • Y 0.20% or less
  • Y is an element that prevents edge cracks in the steel sheet during hot rolling and improves the productivity of the steel sheet. This effect is obtained when the Y content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Y is contained, the Y content is preferably 0.01% or more. Y content is more preferably 0.02% or more. However, when the Y content exceeds 0.20%, the hot workability deteriorates, leading to deterioration in the manufacturability of the steel sheet. Therefore, when Y is contained, the Y content is preferably 0.20% or less. Y content is more preferably 0.05% or less.
  • REM 0.20% or less REM (Rare Earth Metals) is an element that prevents edge cracks in steel sheets during hot rolling and improves the productivity of steel sheets. This effect is obtained when the REM content is preferably 0.01% or more. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.01% or more. The REM content is more preferably 0.02% or more. However, when the REM content exceeds 0.20%, the hot workability deteriorates, leading to deterioration in the manufacturability of the steel sheet. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.20% or less. The REM content is more preferably 0.05% or less. In this specification, REM means an element belonging to Group 3 of the periodic table (excluding Y). The REM content referred to here is the total content of these elements.
  • Sn 0.50% or less
  • Sn is an element that prevents roughening of the surface of the steel sheet during hot rolling and improves the productivity of the steel sheet. This effect is obtained when the Sn content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.01% or more. The Sn content is more preferably 0.03% or more. However, when the Sn content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.50% or less. The Sn content is more preferably 0.20% or less.
  • Sb 0.50% or less
  • Sb is an element that prevents roughening of the steel sheet during hot rolling and improves the productivity of the steel sheet. This effect is obtained when the Sb content is preferably 0.01% or more. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.01% or more. The Sb content is more preferably 0.03% or more. However, when the Sb content exceeds 0.50%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.50% or less. The Sb content is more preferably 0.20% or less.
  • the rest of the components other than the above are Fe and unavoidable impurities.
  • the manufacturing method includes a step of preparing a steel plate as a material, a roughening step, and a flattening step.
  • a manufacturing method includes a step of preparing a material steel sheet for preparing a cold-rolled annealed steel sheet having the chemical composition described above. a roughening step of polishing the cold-rolled annealed steel plate to obtain a cold-rolled annealed and polished steel plate; have.
  • the surface roughening step the cold-rolled annealed steel sheet is subjected to a polishing treatment for adjusting the surface roughness Sa of the cold-rolled annealed steel sheet to 0.20 ⁇ m or more and 2.00 ⁇ m or less.
  • a cold-rolled and annealed polished steel sheet is subjected to skin-pass rolling in which the elongation rate is in the range of 0.10% to 3.00% using skin-pass rolls having a surface roughness Sa of 0.06 ⁇ m or less.
  • the step of preparing a material steel plate is a step of preparing a steel plate as a material.
  • the material steel sheet is not particularly limited, but for example, a material steel sheet having the chemical composition as described above may be prepared as follows.
  • molten steel is melted in a melting furnace such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace to obtain molten steel adjusted to the above chemical composition.
  • the molten steel is made into a steel material (steel slab) by a continuous casting method or an ingot-blooming method.
  • the steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the above hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the obtained hot-rolled and annealed steel sheet is descaled by salt bath immersion, pickling, shot blasting, surface grinding, etc., if necessary.
  • the above hot-rolled and annealed steel sheet may be subjected to skin-pass rolling, if necessary.
  • the hot-rolled and annealed steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, and the obtained cold-rolled steel sheet is cold-rolled and annealed to obtain a cold-rolled and annealed steel sheet.
  • the obtained cold-rolled and annealed steel sheet is subjected to descaling treatment by salt bath immersion, pickling, shot blasting, surface grinding, etc., if necessary, to obtain a material steel sheet.
  • the conditions for the above hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and cold-rolled sheet annealing are not particularly limited, and may be in accordance with conventional methods.
  • hot rolling the steel material is heated to 1150 to 1350° C. and held in the temperature range for 30 minutes to 24 hours, or the steel material is heated immediately after casting if it is in the above temperature range.
  • Rolled as it is.
  • the hot rolling rate is not particularly limited, and may be appropriately adjusted according to the required thickness of the final product.
  • hot-rolled sheet annealing the hot-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 1000 to 1300° C. and held within this temperature range for 5 seconds to 24 hours.
  • cold rolling it is preferred to use a cluster mill.
  • the cold rolling rate is not particularly limited, but is preferably 40% or more from the viewpoint of smoothing the surface shape of the steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet annealing the cold-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 1000 to 1200° C. and maintained in the temperature range for 5 seconds to 24 hours.
  • polishing treatment Next, in the roughening step, the surface of the material steel sheet prepared as described above is subjected to a polishing treatment to obtain a cold-rolled and annealed polished steel sheet.
  • a polishing treatment it is important to adjust the surface roughness Sa of the steel sheet to 0.20 to 2.00 ⁇ m.
  • polishing treatment methods include: a) rubbing the surface with abrasive paper; b) moving the rotating grindstone while bringing it into contact with the steel plate; and c) bringing the steel plate into contact with the rotating polishing belt. and d) passing a steel plate between a pair of rotating brushes.
  • the surface roughness Sa can be adjusted.
  • the surface roughness Sa is obtained by the above-described surface roughness parameter calculation method using a confocal laser microscope.
  • the surface roughness Sa is one of the surface texture parameters defined in JIS B 0681-2:2018, and represents the arithmetic mean height. Arithmetic mean height is the mean of the absolute values of the difference in height of each point with respect to the mean plane of the surface, and is a parameter commonly used when evaluating surface roughness. A detailed method for measuring the surface roughness Sa is as described in Examples.
  • the surface roughness Sa after polishing 0.20 ⁇ m or more and 2.00 ⁇ m or less
  • the surface roughness Sa after polishing is adjusted to a range of 0.20 to 2.00 ⁇ m.
  • the surface roughness Sa after polishing is less than 0.20 ⁇ m, a surface with high whiteness and high image clarity can be obtained regardless of the conditions in the flattening step described later. do not have. That is, in the flattening step described later, under the condition that the elongation rate of the skin pass rolling is small, the surface has high whiteness but low image clarity. On the other hand, as the elongation rate of skin pass rolling is increased, the surface with low whiteness and low image clarity, and then the surface with high image clarity but low whiteness.
  • the surface roughness Sa after polishing is set to 0.20 ⁇ m or more and 2.00 ⁇ m or less.
  • the cold-rolled, annealed and polished steel sheet obtained as described above is subjected to skin-pass rolling.
  • this skin-pass rolling it is important to roll the cold-rolled annealed and polished steel sheet using skin-pass rolls having a surface roughness Sa of 0.06 ⁇ m or less in an elongation range of 0.10% or more and 3.00% or less.
  • the surface roughness Sa of the skin pass rolls is obtained by the surface roughness parameter calculation method using the above-described confocal laser microscope using the surface of the skin pass rolls as a test material. Further, the surface roughness Sa of the skin pass rolls is a parameter defined in JIS B 0681-2:2018, as in the roughening process described above.
  • the roll diameter of the skin pass rolls and the steel plate speed during rolling are not particularly limited, but for example, skin pass rolls with a roll diameter of 800 to 900 mm are used, and the steel plate speed is set to 40 to 50 mpm. Further, tension may be applied to the steel sheet during skin-pass rolling.
  • the tension is not particularly limited, but is, for example, 20 kgf/mm 2 or more and 30 kgf/mm 2 or less.
  • the surface roughness Sa of skin pass rolls 0.06 ⁇ m or less
  • the surface roughness Sa of skin pass rolls should be 0.06 ⁇ m or less. It should be noted that the smaller the surface roughness Sa of the skin pass rolls, the better, and the lower limit is not particularly limited. be able to.
  • Skin-pass rolling elongation 0.10% or more and 3.00% or less If the skin-pass rolling elongation is less than 0.10%, Sk and Spk on the surface of the steel sheet become high, and desired image clarity cannot be obtained. On the other hand, when the elongation percentage of skin pass rolling exceeds 3.00%, the Smr2 of the surface of the steel sheet becomes high, and the desired whiteness cannot be obtained. Therefore, the elongation percentage of skin pass rolling is set to 0.10% or more and 3.00% or less.
  • the skin pass rolling may be performed in one pass or in multiple passes. When the skin pass rolling is performed in multiple passes, the total elongation of the multiple passes is within the above range.
  • the elongation rate of skin pass rolling (skin pass elongation rate) (%) is calculated by the following formula.
  • Skin pass elongation rate (%) (steel plate length after skin pass rolling) / (steel plate length before skin pass rolling) ⁇ 100-100
  • the stainless steel sheet of the present invention is a ferritic stainless steel sheet or a martensitic stainless steel sheet will be described.
  • the component composition is mass %, C: 0.001 to 0.500%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.05% Below, S: 0.040% or less, Ni: 0.01% or more and less than 1.50%, Cr: 10.5 to 30.0%, Al: 0.001 to 6.5%, N: 0.001 0.250%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • component composition may further contain one or more groups selected from the above-described (A group) to (C group).
  • C 0.001 to 0.500%
  • C has the effect of forming a solid solution in the steel to increase the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the C content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained.
  • the C content exceeds 0.500%, defects caused by carbides tend to form on the surface of the steel, and the manufacturability of the steel sheet decreases. Therefore, the C content is preferably in the range of 0.001 to 0.500%.
  • the C content is more preferably 0.010% or more, still more preferably 0.030% or more.
  • the C content is more preferably 0.150% or less, still more preferably 0.050% or less.
  • the C content is more preferably 0.050% or more in the case of a martensitic stainless steel sheet.
  • the C content is more preferably 0.40% or less in the case of a martensitic stainless steel sheet.
  • Si 0.01-2.00%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent during steel smelting, reduces inclusions in the steel that cause surface defects in the steel sheet, and improves the manufacturability of the steel sheet.
  • Si has the effect of increasing the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the Si content is preferably in the range of 0.01 to 2.00%.
  • the Si content is more preferably 0.10% or more, still more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is more preferably 1.00% or less, and still more preferably 0.70% or less.
  • Mn 0.01-2.00% Mn has the effect of increasing the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the Mn content is preferably 0.01% or more.
  • the Mn content is preferably in the range of 0.01 to 2.00%.
  • the Mn content is more preferably 0.20% or more, still more preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is more preferably 1.00% or less, and still more preferably 0.90% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that embrittles steel and makes it easier for cracks to form on the steel surface, thereby reducing the manufacturability of the steel sheet. Therefore, the P content is preferably 0.05% or less.
  • the P content is more preferably 0.04% or less.
  • the P content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • S 0.040% or less
  • S is an element that exists in steel as sulfide-based inclusions such as MnS, makes it easy to generate surface defects due to the inclusions, and lowers the manufacturability of the steel sheet. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible.
  • the S content exceeds 0.040%, the above effects become greater. Therefore, the S content is preferably 0.040% or less.
  • the S content is more preferably 0.020% or less, still more preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, excessive desulfurization invites an increase in production costs. Therefore, the S content is preferably 0.0001% or more.
  • Ni is an element that contributes to improving the toughness of the steel sheet, suppresses breakage of the steel sheet during the manufacturing process, and improves the manufacturability of the steel sheet.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is preferably in the range of 0.01% or more and less than 1.50%.
  • the Ni content is more preferably 0.05% or more.
  • the Ni content is more preferably less than 1.00%, and even more preferably less than 0.30%.
  • Cr 10.5-30.0% Cr is an element that contributes to the improvement of the corrosion resistance of the steel sheet and prevents deterioration of the design of the steel sheet due to corrosion.
  • the Cr content is preferably in the range of 10.5-30.0%.
  • the Cr content is more preferably 12.0% or more, still more preferably 16.0% or more.
  • the Cr content is more preferably 22.0% or less, still more preferably 18.0% or less, in the case of a ferritic stainless steel sheet.
  • the Cr content is more preferably 17.0% or less, still more preferably 14.0% or less.
  • Al 0.001-6.5%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent, reduces inclusions in the steel that cause surface defects in the steel sheet, and improves the manufacturability of the steel sheet.
  • the Al content is preferably in the range of 0.001 to 6.5%.
  • the Al content is more preferably 0.600% or less, still more preferably 0.060% or less.
  • N 0.001 to 0.250%
  • N has the effect of forming a solid solution in the steel to increase the strength of the steel sheet, suppressing scratches during manufacturing, and improving the manufacturability of the steel sheet.
  • the N content is preferably in the range of 0.001 to 0.250%.
  • the N content is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the N content is more preferably 0.080% or less, and still more preferably 0.050% or less.
  • the present invention may further contain one or more groups selected from the above-described (A group) to (C group).
  • the preferred content range and the reason for the content of each element are the same as those described above. I will omit it.
  • the rest of the components other than the above are Fe and unavoidable impurities.
  • the manufacturing method includes a step of preparing a steel plate to be a material steel plate, a roughening step, and a flattening step.
  • a manufacturing method includes a material steel sheet preparation step for preparing a cold-rolled steel sheet having the above chemical composition; A roughening step of heat-treating a steel plate to obtain a cold-rolled annealed steel plate, pickling the cold-rolled annealed steel plate to obtain a cold-rolled annealed and pickled steel plate, and subjecting the cold-rolled annealed and pickled steel plate to skin pass rolling, It has a flattening step to obtain a cold-rolled annealed and pickled skin-pass finished steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is heat-treated at a temperature range of 750° C. or more and 850° C. or less for 3 hours or more and 10 hours or less to obtain a cold-rolled annealed steel sheet.
  • pickling is performed by immersing the steel sheet in an aqueous sulfuric acid solution having a concentration of 15 mass% or more and 30 mass% or less and a temperature of 75° C. or more and 95° C. or less for 30 seconds or more and 240 seconds or less to obtain a cold-rolled annealed and pickled steel sheet.
  • the cold-rolled annealed and pickled steel sheet is subjected to skin-pass rolling using skin-pass rolls having a surface roughness Sa of 0.06 ⁇ m or less at an elongation rate of 0.10% or more and 3.00% or less.
  • Ferritic stainless steel and martensitic stainless steel can be roughened more easily by pickling than austenitic stainless steel and ferrite-austenitic duplex stainless steel. Therefore, by performing each step of the general manufacturing process consisting of cold-rolled sheet annealing, cold-rolled annealed sheet pickling, and skin-pass rolling under appropriate conditions, processes such as polishing can be eliminated from the general manufacturing process.
  • the present invention can be realized without adding.
  • P in the roughening step. That is, in ferritic stainless steel and martensitic stainless steel, heat treatment (annealing) of the cold-rolled steel sheet is performed under appropriate conditions so that grain boundaries are formed in the steel structure of the cold-rolled and annealed steel sheet. can be segregated. Furthermore, by pickling the cold-rolled annealed steel sheet in which P is segregated at the grain boundary under appropriate conditions, the vicinity of the grain boundary can be preferentially eluted into the pickling solution among the surface of the steel sheet. It is possible to roughen the surface of the steel sheet.
  • the step of preparing a material steel plate is a step of preparing a steel plate as a material.
  • the material steel sheet is not particularly limited, but for example, a material steel sheet having the chemical composition as described above may be prepared as follows.
  • molten steel is melted in a melting furnace such as a converter, an electric furnace, or a vacuum melting furnace to obtain molten steel adjusted to the above chemical composition.
  • the molten steel is made into a steel material (steel slab) by a continuous casting method or an ingot-blooming method.
  • the steel material is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the above hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing to obtain a hot-rolled annealed steel sheet.
  • the obtained hot-rolled and annealed steel sheet is descaled by pickling, shot blasting, surface grinding, etc., if necessary.
  • the above hot-rolled and annealed steel sheet may be subjected to skin-pass rolling, if necessary.
  • the above hot-rolled and annealed steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet, which is used as a material steel sheet.
  • the conditions for the above hot rolling, hot-rolled sheet annealing and cold rolling are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • hot rolling the steel material is heated to 1050 to 1250° C. and held in the temperature range for 30 minutes to 24 hours, or the steel material is heated immediately after casting if it is in the above temperature range.
  • Rolled as it is.
  • the hot rolling rate is not particularly limited, and may be appropriately adjusted according to the required thickness of the final product.
  • hot-rolled sheet annealing the hot-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 750 to 850 ° C. and held in the temperature range for 1 to 24 hours, or the hot-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 900 to 1100 ° C. Heat and hold in the temperature range for 10 seconds to 5 minutes.
  • cold rolling it is preferred to use a cluster mill.
  • the cold rolling rate is not particularly limited, but is preferably 40% or more from the viewpoint of smoothing the surface shape of the steel sheet.
  • the material steel sheet prepared as described above is heat-treated (annealed) and then pickled to obtain a cold-rolled annealed and pickled steel sheet.
  • this heat treatment it is important to heat the material steel sheet to a temperature range of 750° C. or higher and 850° C. or lower and maintain the temperature range for 3 hours or longer and 10 hours or shorter.
  • the obtained cold-rolled annealed steel sheet is immersed in an aqueous sulfuric acid solution having a concentration of 15 mass% or more and 30 mass% or less kept in a temperature range of 75 ° C. or more and 95 ° C. or less for 30 seconds or more and 240 seconds or less. is important.
  • Holding temperature for heat treatment 750° C. or higher and 850° C. or lower
  • the cold-rolled steel sheet is first subjected to heat treatment (annealing) to segregate P at grain boundaries in the steel structure. If the holding temperature of the heat treatment is less than 750° C., the crystals will not grow sufficiently, and the formation of grain boundaries that will serve as P segregation sites will be insufficient. On the other hand, when the holding temperature of the heat treatment exceeds 850° C., diffusion of P in steel tends to occur, P diffuses into grains, and P does not segregate at grain boundaries. Therefore, the holding temperature for the heat treatment is 750° C. or higher and 850° C. or lower.
  • the holding temperature for the heat treatment is preferably 810° C. or higher. Moreover, the holding temperature of the heat treatment is preferably 840° C. or lower.
  • the holding temperature of the heat treatment may be constant during holding, or may not be constant during holding as long as the temperature is within the above temperature range.
  • Holding time of heat treatment 3 hours or more and 10 hours or less
  • the holding time of heat treatment is less than 3 hours, P segregation to grain boundaries becomes insufficient.
  • the holding time of the heat treatment exceeds 10 hours, coarse carbonitrides are formed in the steel that cause surface defects in the subsequent pickling, resulting in a decrease in manufacturability. Therefore, the holding time of the heat treatment is 3 hours or more and 10 hours or less (180 minutes or more and 600 minutes or less).
  • the holding time of the heat treatment is preferably 6 hours or more.
  • the holding time of the heat treatment is preferably 8 hours or less.
  • the cooling after holding in the holding temperature range of the heat treatment may be furnace cooling as it is, or the temperature may be held in a lower temperature range than the temperature range.
  • the cold-rolled annealed steel sheet is pickled to obtain a cold-rolled annealed and pickled steel sheet.
  • this pickling it is important to immerse the cold-rolled annealed steel sheet in a 15 to 30 mass% sulfuric acid aqueous solution maintained at a temperature of 75° C. or higher and 95° C. or lower for 30 seconds or more and 240 seconds or less.
  • another pickling may be performed under the condition that the pickling weight loss is 5 g/m 2 or less.
  • Immersion in a mixed aqueous solution of nitric acid and hydrofluoric acid may also be performed. After immersion in the aqueous sulfuric acid solution, the steel may be immersed in an aqueous nitric acid solution and electrolyzed in the aqueous nitric acid solution for the purpose of passivation.
  • Temperature of sulfuric acid aqueous solution 75° C. or higher and 95° C. or lower If the temperature of the sulfuric acid aqueous solution is lower than 75° C., roughening by pickling becomes insufficient, and planarization is performed under any conditions in the planarization step described later. However, a surface with high whiteness and high image clarity cannot be obtained. On the other hand, if the temperature of the aqueous sulfuric acid solution exceeds 95° C., the elongation rate of skin pass rolling required to obtain a surface with high image clarity in the flattening step described later becomes excessively high, resulting in poor manufacturability. Therefore, the temperature of the sulfuric acid aqueous solution during pickling is set at 75° C. or higher and 95° C. or lower.
  • Concentration of sulfuric acid aqueous solution 15 mass% or more and 30 mass% or less If the concentration of the sulfuric acid aqueous solution is less than 15 mass%, roughening by pickling becomes insufficient, and planarization is performed under any conditions in the planarization step described later. However, a surface with high whiteness and high image clarity cannot be obtained. On the other hand, if the concentration of the aqueous sulfuric acid solution exceeds 30% by mass, the elution of steel into the pickling solution is rather suppressed, and the surface roughening by pickling becomes insufficient. However, even with the hardening, a surface with high whiteness and high image clarity cannot be obtained.
  • the concentration of the sulfuric acid aqueous solution during pickling is set to 15 mass % or more and 30 mass % or less.
  • the aqueous sulfuric acid solution may contain unavoidable impurities such as Fe ions and Cr ions as a pickling solution.
  • Immersion time in sulfuric acid aqueous solution 30 seconds or more and 240 seconds or less If the immersion time in sulfuric acid aqueous solution is less than 30 seconds, roughening by pickling becomes insufficient, and in the flattening step described later, under any conditions Even with planarization, a surface with high whiteness and high image clarity cannot be obtained. On the other hand, if the immersion time in the sulfuric acid aqueous solution exceeds 240 seconds, the elongation rate of skin pass rolling required to obtain a surface with high image clarity in the flattening step described later becomes excessively high, resulting in poor manufacturability. . Therefore, the immersion time in the aqueous sulfuric acid solution during pickling should be 30 seconds or more and 240 seconds or less.
  • the cold-rolled annealed and pickled steel sheet obtained as described above is subjected to skin-pass rolling.
  • this skin-pass rolling it is important to roll the cold-rolled annealed and pickled steel sheet using skin-pass rolls with a surface roughness Sa of 0.06 ⁇ m or less in an elongation range of 0.10% or more and 3.00% or less. is.
  • the surface roughness Sa of the skin pass roll is determined by the surface roughness parameter calculation method using a confocal laser microscope. Further, the surface roughness Sa of the skin pass roll is a parameter defined in JIS B 0681-2:2018, as described above.
  • the roll diameter of the skin pass rolls and the steel plate speed during rolling are not particularly limited, but for example, skin pass rolls with a roll diameter of 800 to 900 mm are used, and the steel plate speed is set to 40 to 50 mpm. Further, tension may be applied to the steel sheet during skin-pass rolling.
  • the tension is not particularly limited, but is, for example, 20 kgf/mm 2 or more and 30 kgf/mm 2 or less.
  • the surface roughness Sa of skin pass rolls 0.06 ⁇ m or less
  • the surface roughness Sa of skin pass rolls should be 0.06 ⁇ m or less. It should be noted that the smaller the surface roughness Sa of the skin pass rolls, the better, and the lower limit is not particularly limited. be able to.
  • Skin-pass rolling elongation 0.10% or more and 3.00% or less If the skin-pass rolling elongation is less than 0.10%, Sk and Spk on the surface of the steel sheet become high, and desired image clarity cannot be obtained. On the other hand, when the elongation percentage of skin pass rolling exceeds 3.00%, the Smr2 of the surface of the steel sheet becomes high, and the desired whiteness cannot be obtained. Therefore, the elongation percentage of skin pass rolling is set to 0.10% or more and 3.00% or less.
  • the skin pass rolling may be performed in one pass or in multiple passes. When the skin pass rolling is performed in multiple passes, the total elongation of the multiple passes is within the above range.
  • the elongation rate of skin pass rolling (skin pass elongation rate (%)) is calculated by the above formula.
  • the stainless steel plate of the present invention is preferably manufactured by the manufacturing method described above.
  • the stainless steel sheet of the present invention may be any one of an austenitic stainless steel sheet, a ferrite-austenitic duplex stainless steel sheet, a ferritic stainless steel sheet, and a martensitic stainless steel sheet. Especially for ferritic stainless steel sheets and martensitic stainless steel sheets, it is not necessary to add processes such as polishing to the general manufacturing process by performing each step of the general manufacturing process under appropriate conditions. There are advantages.
  • the structure of the austenitic stainless steel sheet or the ferrite-austenite duplex stainless steel sheet may be a single phase structure of the austenite phase, may be composed of the ferrite phase and the austenite phase, or may be composed of the austenite phase and the strain-induced martensite phase. may be configured. Inclusions and precipitates having a volume fraction of 1% or less may or may not be contained as the balance other than the ferrite phase, austenite phase and deformation-induced martensite phase.
  • the structure of the ferritic stainless steel sheet or the martensitic stainless steel sheet may be a ferrite phase single phase structure, a martensite phase single phase structure, a composite structure of a ferrite phase and a martensite phase, or a martensite phase structure.
  • a composite structure of the austenite phase in this case, the area ratio of the austenite phase is 10% or less
  • a composite structure of the ferrite phase, the martensite phase, and the austenite phase in this case, the area ratio of the austenite phase is 10% or less.
  • Inclusions and precipitates having a volume fraction of 5% or less may or may not be contained as the remainder other than the ferrite phase, martensite phase and austenite phase.
  • inclusions and precipitates include, for example, one or more selected from the group consisting of intermetallic compounds, carbides, nitrides, oxides, and sulfides.
  • identification of each phase can be performed according to a conventional method.
  • Example 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted into a 100 kg steel ingot, the steel ingot was heated at 1250°C for 1 hour, and then hot rolled. , a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.5 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was annealed at 1200° C. for 1 minute to obtain a hot-rolled annealed steel sheet, and then the front and back surfaces of the hot-rolled annealed steel sheet were ground to remove scale. Then, the hot-rolled and annealed steel sheet was cold-rolled by a cluster mill to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm.
  • the obtained material steel sheets were dry-polished with emery paper of each count shown in Table 2 to obtain cold-rolled and annealed polished steel sheets (roughening step).
  • the surface shape of the obtained cold-rolled annealed polished steel sheet and the material steel sheet was measured by the above-described method using a confocal laser microscope VK250/260 manufactured by KEYENCE CORPORATION, and a multi-file analysis application manufactured by KEYENCE CORPORATION Using VK-H1XM, the surface roughness Sa was analyzed by the method described above.
  • the measurement a 150-fold objective lens was used, the upper and lower limits of measurement and brightness were automatically set, and the RPD (Real Peak Detection) method was used with a height pitch of 0.08 ⁇ m.
  • the RPD method is a method in which measurements are performed at specific height pitches, and the true focal height is detected by calculation from the reflected intensity data of the laser beam obtained at each height.
  • DCL correction with a threshold value of 5000 and spike removal correction with a strong height cut level were used.
  • Table 2 also shows the surface roughness Sa of each test piece obtained. However, test No. For 1-18 and 1-25, the surface roughness Sa of the material steel plate is also written.
  • Example 2 Steel having the chemical composition shown in Table 3 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted into a 100 kg steel ingot, the steel ingot was heated at 1200° C. for 1 hour, and then hot rolled. , a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3.5 mm.
  • This hot-rolled steel sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing, which is held at 800°C for 8 hours for C steel, D steel and G steel, held at 950°C for 1 minute for E steel and H steel, and held for 2 minutes at 1050°C for F steel.
  • a hot-rolled and annealed steel sheet was obtained, and then the front and back surfaces of the hot-rolled and annealed steel sheet were ground to remove scales.
  • the above hot-rolled and annealed steel sheet was cold-rolled by a cluster mill to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm, and this cold-rolled steel sheet was used as a material steel sheet.
  • Test No. Comparative Examples 2-17 and 2-27 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the annealing temperature of the cold-rolled steel sheet was below the proper range.
  • Test no. Comparative Examples 2-18 and 2-28 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the annealing temperature of the cold-rolled steel sheet exceeded the appropriate range.
  • Test no. Comparative Examples 2-19 and 2-29 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the annealing time of the cold-rolled steel sheet was not within the appropriate range. Test no.
  • Comparative Examples 2-20 and 2-30 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the temperature of the sulfuric acid aqueous solution used for pickling the cold-rolled annealed steel sheet was below the appropriate range.
  • Test no. Comparative Examples 2-21 and 2-31 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the concentration of the sulfuric acid aqueous solution used for pickling the cold-rolled annealed steel sheet was below the appropriate range.
  • Test no. Comparative Examples 2-22 and 2-32 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the immersion time in the pickling of the cold-rolled annealed steel sheet was not within the appropriate range. Test no.
  • Comparative Examples 2-23 and 2-33 the surface roughness Sa of the skin pass roll exceeded the appropriate range, so the Spk was high and the image clarity was less than 1%.
  • Test no. In Comparative Examples 2-24 and 2-34, both Sk and Spk were high and the image clarity was less than 1% because no flattening treatment was performed.
  • Test no. Comparative Examples 2-25 and 2-35 had high Sk and less than 1% image clarity because the skin pass elongation rate was below the appropriate range.
  • Test no. Comparative Examples 2-26 and 2-36 had a high Smr2 and a whiteness of less than 50 because the skin pass elongation exceeded the appropriate range.
  • the stainless steel plate of the present invention is suitable for application to corrosion-resistant members that require a calm color tone, such as the inner plate of elevators, the top plate of sinks, and interiors.

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Abstract

白色度が高く、かつ、写像性が高いステンレス鋼板を提供する。 ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定される、コア部のレベル差Ｓｋが１．５０μｍ以下であり、突出山部高さＳｐｋが０．２０μｍ以下であり、コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２が８０％以下である表面性状を有し、白色度が５０以上であり、写像性が１％以上である、ステンレス鋼板。

Description

ステンレス鋼板およびその製造方法
　本発明は、ステンレス鋼板およびその製造方法に関し、特に、高い白色度と高い写像性を有するステンレス鋼板に関するものである。
　ステンレス鋼板は、シンク、業務用冷蔵庫の外板や建築物の壁面をはじめとした、人目に触れやすい部材や箇所に幅広く多用される。近年、特に意匠性の観点から、このようなステンレス鋼板に対して高い表面品質が求められている。特に、表面の色調が比較的白く、さらに、表面に反射して写り込んだ人物や物がくっきりと鮮映に見える表面は、落ち着いた見た目であるとして、その需要が高まっている。すなわち、白色度が高く、かつ、写像性が高いステンレス鋼板が求められている。
　意匠性に重点を置いて提案されたステンレス鋼板として、例えば、特許文献１には、「長手一方向の研磨目をフェライト系ステンレス鋼板の表面に有し、孔食電位が０．６Ｖ以上であり、６０度光沢度が７５以下であり、組成が、Ｃ：０．０２０質量％以下、Ｓｉ：０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以下、Ｃｒ：２５．００～３２．００質量％、Ｍｏ：１．００～４．００質量％、Ｐ：０．０３０質量％以下、Ｓ：０．０２０質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｎ：０．０２０質量％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、耐孔食指数（ＰＩ＝Ｃｒ質量％＋３Ｍｏ質量％）が３０以上である、耐食性に優れたステンレス鋼板。」が開示されている。
　また、特許文献２には、「少なくとも片面の表面光沢度がＪＩＳ　Ｚ８７４１で規定される６０度鏡面光沢度で２０以下、明度がＪＩＳ　Ｚ８７３１で規定されるＬ＊値で７０以上であることを特徴とする高い白色度及び防眩性を備えた意匠性ステンレス鋼板。」が開示されている。
　特許文献３には、「質量％で、Ｃ：０．０２０～０．１２０％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．０１～０．６０％、Ｃｒ：１４．００～１９．００％、Ｎ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０～０．０５０％、Ｔｉ：０～０．０５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．２０％であり、このうちＡｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％の群から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（１）式により定まるγｍａｘ値が３０～５５である化学組成のフェライト系ステンレス鋼板であって、鋼板表面の２０度鏡面光沢度が９００以上であり、圧延方向の破断伸びが２８．０％以上である、フェライト系ステンレス鋼板。
γｍａｘ＝４２０Ｃ－１１．５Ｓｉ＋７Ｍｎ＋２３Ｎｉ－１１．５Ｃｒ－１２Ｍｏ＋９Ｃｕ－４９Ｔｉ－５２Ａｌ＋４７０Ｎ＋１８９　（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量が代入され、無添加の元素については０（ゼロ）が代入される。」が開示されている。
特開２０１７－１７９５１９号公報 特開２００１－３３５９９７号公報 特開２０２０－１１１７９２号公報
　ところで、従来多く用いられている意匠性の評価指標である光沢度および白色度は、鋼板に入射した光のうち、正反射を起こした光の強度および乱反射を起こした光の強度をそれぞれ指標化したものである。このような指標のみでは、鋼板の意匠性を左右する写像性を評価することはできない。
　これは、写像性は、鋼板に対して特定の方向から入射した光のうち、正反射を起こす光に関して、その進行方向が集中していると高くなる指標であるためである。従来指標である光沢度は、鋼板に対して特定の方向から入射した光のうち、特定の角度範囲内に反射した光の総量を反映している。そのため、正反射光の反射角度の分散の大小（言い換えれば、正反射光の進行方向の集中度合い）は、正反射光が上記の「特定の角度範囲内」に収まっている限りは光沢度に影響を与えない。
　しかし、上述した正反射光の反射角度の分散の大小（言い換えれば、正反射光の進行方向の集中度合い）は、鋼板の写像性を大きく左右する。すなわち、正反射光が上記の「特定の角度範囲内」に収まっていても、それら正反射光の角度分散が大きければ（言い換えれば、正反射光の進行方向がばらついていれば）、写像性は低くなり、反対に角度分散が小さければ、写像性は高くなる。
　ここで、特許文献１および２に記載のステンレス鋼板は、表面に研磨目を付与することや、表面を酸処理して凹凸を付与することで、防眩性を高めたものである。特許文献１や２に開示された技術によれば、光沢度が低く、白色度が高い鋼板が得られるが、得られる鋼板の写像性は低いという問題がある。
　また、特許文献３に開示された技術では、光沢度が高く、かつ、写像性が高い鋼板が得られるが、得られる鋼板の白色度は低いという問題がある。
　このように、ステンレス鋼板の意匠性評価は、従来、主に光沢度および白色度によって行われており、意匠性を大きく左右する写像性については十分な検討がなされていない。さらに、高い白色度と高い写像性を兼備したステンレス鋼板は開発されていない。そのため、高い白色度と高い写像性を兼ね備えた鋼板の開発が求められる。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、白色度が高く、かつ、写像性が高いステンレス鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記ステンレス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、白色度は、ＪＩＳ　Ｚ　８７２２に準拠して測定される明度（Ｌ＊値）である。具体的には、以下の方法により、白色度を測定する。すなわち、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）が測定方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ　８７２２：２００９に準拠した色測定を行う。なお、視野１０度の条件にて、光源にはＤ６５を用いる。表色系にはＣＩＥＬＡＢ（Ｌ＊ａ＊ｂ＊系）を用い、条件ｃ（ｄｅ：８°）（ＳＣＥ条件）にて測定して得られたＬ＊値を白色度とする。
　写像性は、ＪＩＳ　Ｋ　７３７４に準拠して測定されるＣ（０．２５）である。具体的には、以下の方法により、ＪＩＳ　Ｋ　７３７４：２００７に準拠して写像性を測定する。すなわち、鋼板の圧延方向と直交方向（Ｃ方向）が測定方向、すなわちＬ方向と光学くし目が直交する条件にて、反射法にて測定角度が６０度、光学くしの幅０．２５ｍｍの条件で像鮮明度（％）を測定し、得られたＣ（０．２５）を写像性とする。
　さて、本発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ね、以下の知見を得た。
まず、高い白色度と高い写像性を有する表面を得るためには、鋼板の表面微細形状において、鋼板表面に、写像性を高める平面部と、白色度を高める凹み部との双方を存在させることが必要である。例えば、平面部中に凹み部を微細に散在させることが有効である。具体的には、以下に示す、ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に準拠して求められる各表面性状パラメータを、以下に示すそれぞれの範囲内とすればよい。
コア部のレベル差Ｓｋ：１．５０μｍ以下
突出山部高さＳｐｋ：０．２０μｍ以下
コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２：８０％以下
　ここで、上述の各表面性状パラメータは以下のように求められる。
まず、三次元形状データは、各Ｘ－Ｙ位置に各位置の高さ（ｃと置く）が紐づけられたものである。ここで、縦軸に「高さｃ」をとって、横軸に高さｃ以上の領域の面積率を意味する「負荷面積率（０～１００％）」をとってグラフ化して得た曲線は、負荷曲線と呼称される。負荷曲線上において、負荷面積率の差を４０％として引いた負荷曲線の割線の傾斜が最も小さくなる位置は、負荷曲線の中央部分と呼称される。この中央部分（幅４０ｐｔ％）に対して、縦軸方向の偏差の二乗和が最小になる直線は、等価直線と呼称される。
ここで、等価直線の負荷面積率０％と１００％における高さの差が、コア部のレベル差Ｓｋである。また、等価直線の負荷面積率０％における高さ以上の高さを有する箇所のみを対象に、当該の各箇所と等価直線の負荷面積率０％における高さとの各高さ差を平均して２倍した値が、突出山部高さＳｐｋである。また、等価直線の負荷面積率１００％における高さ以上の高さを有する箇所の面積率（％）が、コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２である。
　つまり、コア部のレベル差Ｓｋは、微視的に言えば表面の中で比較的高さが近い部分、巨視的に言えば光の正反射を起こす部分の表面粗さの指標である。Ｓｋが低い（Ｓｋ値が小さい）ことは、表面の中で比較的高さが近い部分の粗さが小さいことを意味し、すなわち、特定の方向から入射した光の正反射が起こる方向が集中しやすくなることを意味する。特定の方向から入射した光の正反射が起こる方向が集中することは、巨視的に言えば、写像性が高いことを意味する。そのため、Ｓｋが低いことは、写像性が高いことの必要条件である。
　突出山部高さＳｐｋは、微視的に言えば比較的高さが高い部分の表面粗さの指標である。Ｓｋが低い表面でもＳｐｋが高いことがある。このことは、上述の光の正反射を起こす部分にうねり成分が多く存在することを意味する。Ｓｋが低くても、Ｓｐｋが高いと、表面の中で比較的高さが近い部分の表面粗さは小さいものの、当該部分の表面うねりが大きい。そのため、Ｓｋが低くても、Ｓｐｋが高いと、特定の方向から入射した光の正反射が起こる方向が集中しにくくなって、巨視的に言えば写像性が低くなる。すなわち、上述のＳｋが低く、かつ、Ｓｐｋが低い（Ｓｐｋ値が小さい）ことで、高い写像性が実現される。
　コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２は、微視的に言えば比較的高さが低い部分の面積率の指標である。Ｓｍｒ２が低い（Ｓｍｒ２値が小さい）と、比較的高さが低い部分の面積率が多いことを意味する。Ｓｋが低く、かつ、Ｓｐｋが低い表面において、この比較的高さが低い部分は、微視的に言えば光の乱反射を起こす部分となる。Ｓｍｒ２が低いと、光の乱反射が多く起こり、巨視的に言えば白色度が高くなる。
　ついで、本発明者らは、上述の表面性状パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、Ｓｍｒ２）を所望の範囲とするための、ステンレス鋼板の製造工程について検討した。
　その結果、本発明者らは、粗面化工程と、平面化工程を、この工程順で、それぞれ適切な条件で実施することが、上述の表面性状パラメータの全てを所望の範囲内とすることに有効であると知見した。
　まず、粗面化工程を適切な条件で行うことで、ステンレス鋼板の表面を粗くする。この時、鋼板の表面微細形状は、Ｓｋが高く、Ｓｐｋが高くなる。なお、巨視的に言えば、白色度が高く、写像性が低い表面が得られる。
　次いで、平面化工程を適切な条件で行うことで、鋼板表面の一部を平面化する。これにより、Ｓｋが低く、かつ、Ｓｐｋが低く、かつ、Ｓｍｒ２が低い表面性状を得ることができる。巨視的に言えば、白色度が高く、写像性が高い表面が得られる。
　粗面化工程において粗面化が不十分であると、ＳｋおよびＳｐｋの増大が不十分となり、平面化工程をいずれの条件で実施しても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。これは、粗面化が不十分な場合に、平面化工程で、ＳｋおよびＳｐｋを十分に低くするように平面化すると、Ｓｍｒ２が過度に高くなり、写像性が高いものの白色度が低い表面となり、一方で、Ｓｍｒ２が過度に高くならないように平面化すると、Ｓｐｋが十分に低くならず、白色度が高いものの写像性が低い表面となるためである。
　また、適切な粗面化工程を行った後の平面化工程において、平面化が不十分であると、Ｓｋおよび／またはＳｐｋが高く、Ｓｍｒ２が低い表面となり、白色度が高いものの写像性が低い表面となる。一方、平面化が過度であると、ＳｋおよびＳｐｋが低く、Ｓｍｒ２が高い表面となり、写像性が高いものの白色度が低い表面となる。なお、Ｓｍｒ２は、粗面化工程ではＳｋの上昇に伴って高くなるが、平面化の進行に伴い、Ｓｋの低下に先駆けて急峻に低下する。その後、Ｓｍｒ２は、それ以上の平面化の進行に応じて再び上昇に転じる。粗面化直後に得られるＳｍｒ２が高い表面は、ＳｋおよびＳｐｋが高く、概ね全面が光を強く乱反射させる表面であるから、Ｓｍｒ２が高いものの白色度は高く、写像性は低い表面となる。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定される、
コア部のレベル差Ｓｋが１．５０μｍ以下であり、
突出山部高さＳｐｋが０．２０μｍ以下であり、
コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２が８０％以下である表面性状を有し、
白色度が５０以上であり、写像性が１％以上である、ステンレス鋼板。
［２］前記［１］に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
前記ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板であり、
素材となる冷延焼鈍鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、
前記冷延焼鈍鋼板に研磨を施して、冷延焼鈍研磨鋼板を得る粗面化工程と、
前記冷延焼鈍研磨鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍研磨スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有し、
前記粗面化工程では、前記冷延焼鈍鋼板に、該冷延焼鈍鋼板の表面粗さＳａを０．２０μｍ以上２．００μｍ以下に調整する研磨処理を施し、
前記平面化工程では、前記冷延焼鈍研磨鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲でスキンパス圧延を施す、ステンレス鋼板の製造方法。
［３］前記［１］に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
前記ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板であり、
素材となる冷延鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、
前記冷延鋼板に熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、前記冷延焼鈍鋼板に酸洗を施して冷延焼鈍酸洗鋼板を得る粗面化工程と、
前記冷延焼鈍酸洗鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍酸洗スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有し、
前記粗面化工程では、前記冷延鋼板を、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３時間以上１０時間以下保持する熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、その後、前記冷延焼鈍鋼板に、濃度：１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下、温度：７５℃以上９５℃以下の硫酸水溶液に３０秒以上２４０秒以下浸漬する酸洗を施し、
前記平面化工程では、前記冷延焼鈍酸洗鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲でスキンパス圧延を施す、ステンレス鋼板の製造方法。
　本発明によれば、白色度が高く、かつ、写像性が高いステンレス鋼板を提供することができる。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。本発明の鋼板表面は、所望とする白色度ならびに写像性を得る観点から、以下のように表面性状パラメータが調整される。
　コア部のレベル差Ｓｋ：１．５０μｍ以下
　所望とする写像性を得るためには、コア部のレベル差Ｓｋを１．５０μｍ以下とする必要がある。Ｓｋが１．５０μｍを超えると、鋼板の写像性が低下する。Ｓｋは、好ましくは１．００μｍ以下である。また、Ｓｋの下限は特に限定されないが、後述のＳｍｒ２を所定の範囲内としやすくなる点から、Ｓｋは０．３０μｍ以上であることが好ましい。
　突出山部高さＳｐｋ：０．２０μｍ以下
　所望とする写像性を得るためには、突出山部高さＳｐｋを０．２０μｍ以下とする必要がある。Ｓｐｋが０．２０μｍを超えると、鋼板の写像性が低下する。Ｓｐｋは、好ましくは０．１０μｍ以下である。また、Ｓｐｋの下限は特に限定されないが、後述のＳｍｒ２を所定の範囲内としやすくなる点から、Ｓｐｋは０．０１μｍ以上であることが好ましく、０．０５μｍ以上であることがより好ましい。
　コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２：８０％以下
　所望とする白色度を得るためには、コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２を８０％以下とする必要がある。Ｓｍｒ２が８０％を超えると、鋼板の白色度が低下する。Ｓｍｒ２は、好ましくは６０％以下である。また、Ｓｍｒ２の下限は特に限定されないが、上述のＳｋ、Ｓｐｋを所定の範囲内としやすくなる点から、Ｓｍｒ２は５０％以上であることが好ましい。
　ここで、Ｓｋをはじめとした各表面性状パラメータは、以下のようにして求める。
まず、供試材となる鋼板の表面を、共焦点式レーザー顕微鏡にて、幅９４．０μｍ、長さ７０．５μｍの範囲を画素数２０４８×１５３６の条件で形状測定に供する。得られた形状データは、ノイズを除去し、次いで測定面全面を平面で近似して差分を取る傾斜補正を行う。なお、ノイズとして除去した画素の高さは、周囲の画素の高さをもとに補完してもよい。
　得られた補正後の形状データより、Ｓフィルター（ローパスフィルター）およびＬフィルター（ハイパスフィルター）を使用せず、ならびに追加の形状補正を行うことなく、ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に準拠して、当該範囲（視野）の表面性状パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、Ｓｍｒ２ならびに後述のＳａ）を求める。
　１つの鋼板に対して、上述の測定を無作為に抽出した１０視野にて行い、各視野の表面性状パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、Ｓｍｒ２、Ｓａ）それぞれの算術平均値を算出し、これを当該鋼板の表面性状パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、Ｓｍｒ２、Ｓａ）とする。
　本発明のステンレス鋼板は、上述した白色度、写像性の測定方法で、５０以上の高い白色度と、１％以上の高い写像性を有する。白色度は、好ましくは６０以上である。また、写像性は、好ましくは１０％以上である。さらに、６０以上の白色度と、１０％以上の写像性を有することがより好ましい。なお、白色度の上限は特に限定されないが、白色度は７０以下が好ましい。また、写像性の上限は特に限定されないが、写像性は６０％以下が好ましい。
　なお、本発明においてステンレス鋼板の厚みは、特に限定されるものではないが、製造性の観点から、０．１ｍｍ以上とすることが好適である。また、前記鋼板の厚みは４．０ｍｍ以下とすることが好適である。鋼板の厚みは、より好ましくは０．５ｍｍ以上、さらに好ましくは１．０ｍｍ以上である。また、鋼板の厚みは、より好ましくは３．０ｍｍ以下、さらに好ましくは２．０ｍｍ以下である。
　次いで、本発明者らは、上述の粗面化工程および平面化工程を含む、ステンレス鋼板の製造方法について検討した。その結果、本発明者らは、後述するように、鋼成分に応じて好ましい製造方法が異なることを知見した。
　具体的には、本発明者らは、ステンレス鋼板が、オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の場合と、フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板の場合とで、好ましい製造方法が異なることを知見した。以下、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の場合と、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板の場合について、それぞれ詳細に説明する。
＜オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板＞
［オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の成分組成］
　本発明のステンレス鋼板が、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板である場合について説明する。この場合、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．１５０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～６．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎｉ：１．５～２２．０％、Ｃｒ：１６．０～２４．０％、Ａｌ：０．００１～０．３００％、Ｎ：０．００１～０．２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。
　また、前記成分組成に、さらに、下記（Ａ群）～（Ｃ群）から選ばれる１群または２群以上を含有してもよい。
（Ａ群）Ｃｕ：２．００％以下、Ｃｏ：２．００％以下、Ｍｏ：３．００％以下およびＷ：２．００％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｂ群）Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：１．００％以下、Ｖ：０．５０％以下およびＺｒ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
（Ｃ群）Ｂ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｙ：０．２０％以下、ＲＥＭ（希土類金属）：０．２０％以下、Ｓｎ：０．５０％以下およびＳｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　以下、その理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．００１～０．１５０％
　Ｃは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。ここで、Ｃ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分には得られない。しかし、Ｃ含有量が０．１５０％を超えると、鋼が過度に硬質化して鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｃ含有量は０．００１～０．１５０％の範囲とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、Ｃ含有量は、より好ましくは０．１２０％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用し、鋼板の表面欠陥を招く鋼中の介在物を低減して、鋼板の製造性を高める元素である。また、Ｓｉには、鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼表面に介在物に起因した欠陥が生成しやすくなって鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～２．００％の範囲とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．００％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
　Ｍｎ：０．０１～６．００％
　Ｍｎは、鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が６．００％を超えると、鋼板にＭｎＳに起因した表面欠陥が生成しやすくなり、鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１～６．００％の範囲とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、より好ましくは３．００％以下であり、さらに好ましくは２．００％以下であり、さらにより好ましくは０．９０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼を脆化させ、鋼表面に割れが生成しやすくなって鋼板の製造性を低下させる元素である。そのため、Ｐは、可能な限り低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｐは製造コストの増加を招く。よって、Ｐ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０４０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在して、介在物に起因した表面欠陥を生成しやすくし、鋼板の製造性を低下させる元素である。そのため、Ｓは、可能な限り低減することが望ましい。特にＳ含有量が０．０４０％を超えると、上記の影響が大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓは製造コストの増加を招く。よって、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ｎｉ：１．５～２２．０％
　Ｎｉは、鋼板の耐食性の向上に寄与し、鋼板の意匠性が腐食によって低下することを防止する元素である。この効果を得るため、Ｎｉ含有量を１．５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が２２．０％を超えると、精錬工程が複雑となり、鋼の製造性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は１．５～２２．０％の範囲とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは２．０％以上であり、さらに好ましくは８．０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは１５．０％以下であり、さらに好ましくは１０．５％以下である。
　Ｃｒ：１６．０～２４．０％
　Ｃｒは、鋼板の耐食性の向上に寄与し、鋼板の意匠性が腐食によって低下することを防止する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が２４．０％を超えると、熱間圧延時に表面に肌荒れが生じやすくなって鋼板の製造性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１６．０～２４．０％の範囲とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは２２．０％以下であり、さらに好ましくは２０．０％以下であり、さらにより好ましくは１８．０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．３００％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用し、鋼板の表面欠陥を招く鋼中の介在物を低減して、鋼板の製造性を高める元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｌ含有量が０．３００％を超えると、鋼表面に介在物に起因した欠陥が生成しやすくなって鋼板の製造性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．３００％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．２５０％
　Ｎは、Ｃと同様に、鋼中に固溶して鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。ここで、Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分には得られない。しかし、Ｎ含有量が０．２５０％を超えると、鋼が過度に硬質化して鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００１～０．２５０％の範囲とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｎ含有量は、より好ましくは０．２００％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下であり、さらにより好ましくは０．０５０％以下である。
　以上を基本成分とすることが好ましいが、本発明では、さらに以下に述べる成分を含有させることができる。
　Ｃｕ：２．００％以下
　Ｃｕは、鋼板の強度を高める効果がある。この効果は、Ｃｕ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が２．００％を超えると、鋼中にε-Ｃｕ相が多く含まれるようになり、これが腐食の起点となって、鋼板の耐食性が低下する。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｃｏ：２．００％以下
　Ｃｏは、鋼板の強度を高める効果がある。この効果は、Ｃｏ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｏ含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｍｏ：３．００％以下
　Ｍｏは、鋼板の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｍｏ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、さらにより好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は３．００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．８０％以下、さらに好ましくは０．６０％以下、さらにより好ましくは０．４５％以下である。
　Ｗ：２．００％以下
　Ｗは、鋼板の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｗ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｗ含有量が２．００％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｔｉ：０．５０％以下
　Ｔｉは、鋼板の耐食性を向上させる元素である。この効果は、Ｔｉ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｔｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　Ｎｂ：１．００％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、鋼板の耐食性を向上させる効果がある。この効果は、Ｎｂ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が１．００％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、鋼板の耐食性を向上させる効果がある。この効果は、Ｖ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　Ｚｒ：０．５０％以下
　Ｚｒは、ＴｉやＮｂと同様に、鋼板の耐食性を向上させる効果がある。この効果は、Ｚｒ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｚｒ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　Ｂ：０．００５０％以下
　Ｂは、熱間圧延時の鋼板の端部割れを防止し、鋼板の生産性を向上させる元素である。この効果は、Ｂ含有量が好ましくは０．０００２％以上で得られる。よって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、熱間加工性が低下し、鋼板の製造性の低下を招く。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｍｇ：０．００５０％以下
　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。この効果は、Ｍｇ含有量が好ましくは０．０００５％以上で得られる。よって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．００５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃａ：０．００３０％以下
　Ｃａは、溶鋼中で酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。この効果は、Ｃａ含有量が好ましくは０．０００３％以上で得られる。よって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００７％以上である。しかし、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えると、鋼中にＣａＳが多く生成し、これが腐食の起点となって、鋼板の耐食性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
　Ｙ：０．２０％以下
　Ｙは、熱間圧延時の鋼板の端部割れを防止し、鋼板の生産性を向上させる元素である。この効果は、Ｙ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｙを含有させる場合、Ｙ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｙ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、Ｙ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が低下し、鋼板の製造性の低下を招く。そのため、Ｙを含有させる場合、Ｙ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｙ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。
　ＲＥＭ：０．２０％以下
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌｓ：希土類金属）は、熱間圧延時の鋼板の端部割れを防止し、鋼板の生産性を向上させる元素である。この効果は、ＲＥＭ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０２％以上である。しかし、ＲＥＭ含有量が０．２０％を超えると、熱間加工性が低下し、鋼板の製造性の低下を招く。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。なお、本明細書においてＲＥＭとは、周期表の第３族に属する元素（ただしＹを除く）を意味する。また、ここでいうＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量である。
　Ｓｎ：０．５０％以下
　Ｓｎは、熱間圧延時の鋼板の肌荒れを防止し、鋼板の生産性を向上させる元素である。この効果は、Ｓｎ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｓｎ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｂ：０．５０％以下
　Ｓｂは、熱間圧延時の鋼板の肌荒れを防止し、鋼板の生産性を向上させる元素である。この効果は、Ｓｂ含有量が好ましくは０．０１％以上で得られる。よって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｓｂ含有量が０．５０％を超えると、鋼板が脆化する。そのため、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
　上記以外の成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
［オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の製造方法］
　次に、本発明のステンレス鋼板が、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板である場合の製造方法について説明する。この場合の一実施形態に係る製造方法は、素材となる鋼板の準備工程と、粗面化工程と、平面化工程を有する。
　具体的には、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の一実施形態に係る製造方法は、上記の成分組成を有する冷延焼鈍鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、前記冷延焼鈍鋼板に研磨を施して、冷延焼鈍研磨鋼板を得る粗面化工程と、前記冷延焼鈍研磨鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍研磨スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有する。そして、前記粗面化工程では、前記冷延焼鈍鋼板に、該冷延焼鈍鋼板の表面粗さＳａを０．２０μｍ以上２．００μｍ以下に調整する研磨処理を施し、前記平面化工程では、前記冷延焼鈍研磨鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲で圧延するスキンパス圧延を施す。
　（素材鋼板の準備工程）
　素材鋼板の準備工程は、素材となる鋼板を準備する工程である。素材鋼板は、特に限定されないが、例えば上記のような成分組成を有する素材鋼板を以下のようにして準備すればよい。
例えば、一態様としては、転炉、電気炉、真空溶解炉等の溶解炉で溶鋼を溶製し、上記の成分組成に調整した溶鋼を得る。ついで、溶鋼を、連続鋳造法または造塊－分塊法等により、鋼素材（鋼スラブ）とする。ついで、鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。ついで、上記の熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする。得られた熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、ソルトバス浸漬や酸洗、ショットブラスト、表面研削等を行って脱スケール処理を施す。また、上記の熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、スキンパス圧延を施してもよい。
ついで、上記の熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板とし、得られた冷延鋼板に冷延板焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とする。得られた冷延焼鈍鋼板に、必要に応じて、ソルトバス浸漬や酸洗、ショットブラスト、表面研削等を行って脱スケール処理を施し、素材鋼板とする。
　なお、上記の熱間圧延、熱延板焼鈍および冷間圧延、冷延板焼鈍の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、熱間圧延については、鋼素材を、１１５０～１３５０℃に加熱し、該温度範囲で３０分～２４時間保持したのち、または、鋼素材が鋳造直後で前記温度域にあれば加熱することなくそのままで、圧延を施す。なお、熱間圧延率は特に限定されず、要求される最終製品の厚みなどに応じ、適宜調整すればよい。また、熱延板焼鈍については、熱延鋼板を１０００～１３００℃の温度範囲に加熱し、該温度範囲で５秒～２４時間保持する。冷間圧延については、クラスターミルを用いるのが好ましい。また、冷間圧延率は、特に限定されるものではないが、鋼板の表面形状平滑化の観点から、４０％以上とすることが好ましい。また、冷延板焼鈍については、冷延鋼板を１０００～１２００℃の温度範囲に加熱し、該温度範囲で５秒～２４時間保持する。
　（粗面化工程）
　次いで、粗面化工程では、上記のようにして準備した素材鋼板の表面に研磨処理を施し、冷延焼鈍研磨鋼板を得る。この研磨処理では、鋼板の表面粗さＳａを０．２０～２．００μｍに調整することが重要である。研磨処理の方法としては、例えば、ａ）研磨紙で表面をこする、ｂ）回転させた砥石を鋼板に接触させながら砥石を動かす、ｃ）回転させた研磨ベルトに鋼板を接触させながら鋼板を動かす、ｄ）一対の回転ブラシの間に鋼板を通す、などの方法が挙げられる。いずれも、研磨材（研磨紙や砥石、研磨ベルトなどに付着させる砥粒の硬さや粒度など）や、鋼板に対する研磨材の押し付け圧力、研磨速度（例えば、研磨ベルトやブラシの回転速度によって調整できる、鋼板に接触する研磨材と鋼板との相対速度）などを変更することで、表面粗さＳａを調整することができる。
なお表面粗さＳａは、上述の共焦点式レーザー顕微鏡を用いた表面粗さパラメータ算出方法による。表面粗さＳａは、ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定される表面性状パラメータの一種であり、算術平均高さを表すものである。算術平均高さとは、表面の平均面に対する各点の高さの差の絶対値の平均であり、表面粗度を評価する際に一般的に利用されるパラメータである。表面粗さＳａの詳細な測定方法は、実施例に記載するとおりである。
　研磨後の表面粗さＳａ：０．２０μｍ以上２．００μｍ以下
　研磨処理では、研磨後の表面粗さＳａは０．２０～２．００μｍの範囲に調整する。研磨後の表面粗さＳａが０．２０μｍ未満であると、後述の平面化工程にて、いずれの条件で平面化を行っても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。すなわち、後述の平面化工程において、スキンパス圧延の伸び率が小さな条件では、白色度が高いものの写像性が低い表面となる。一方で、スキンパス圧延の伸び率を大きくするに従い、白色度が低く写像性が低い表面、次いで、写像性が高いものの白色度が低い表面、となり、いずれにしても白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。研磨後の表面粗さＳａが２．００μｍを超えると、後述の平面化工程にて、写像性が高い表面を得るために必要なスキンパス圧延の伸び率が過度に高くなり、製造性が悪くなる。従って、研磨後の表面粗さＳａは０．２０μｍ以上２．００μｍ以下とする。
　（平面化工程）
　次いで、平面化工程では、上記のようにして得られた冷延焼鈍研磨鋼板にスキンパス圧延を施す。このスキンパス圧延では、前記冷延焼鈍研磨鋼板を、表面粗さＳａを０．０６μｍ以下としたスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲で圧延することが重要である。なお、スキンパスロールの表面粗さＳａは、スキンパスロール表面を供試材とした、上述の共焦点式レーザー顕微鏡を用いた表面粗さパラメータ算出方法による。また、スキンパスロールの表面粗さＳａは、上述の粗面化工程と同様に、ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定されるパラメータである。また、スキンパスロールのロール径および圧延時の鋼板速度は特に限定されないが、例えば、ロール径８００～９００ｍｍのスキンパスロールを用いて、鋼板速度を４０～５０ｍｐｍとする。また、スキンパス圧延時には、鋼板に張力をかけてもよい。張力は特に限定されないが、例えば、２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上３０ｋｇｆ／ｍｍ２以下とする。
　スキンパスロールの表面粗さＳａ：０．０６μｍ以下
　スキンパスロールの表面粗さＳａが０．０６μｍを超えると、鋼板表面におけるロール転写部が粗くなり、スキンパス圧延後の鋼板の写像性が高くならない。従って、スキンパスロールの表面粗さＳａは０．０６μｍ以下とする。なお、スキンパスロールの表面粗さＳａは小さいほど好適であり、その下限は特に限定されないが、コストや研磨負荷の観点からは、スキンパスロールの表面粗さＳａは、一例として０．０１μｍ以上とすることができる。
　スキンパス圧延の伸び率：０．１０％以上３．００％以下
　スキンパス圧延の伸び率が０．１０％未満であると、鋼板表面のＳｋならびにＳｐｋが高くなり、所望の写像性が得られない。一方、スキンパス圧延の伸び率が３．００％を超えると、鋼板表面のＳｍｒ２が高くなり、所望の白色度が得られない。従って、スキンパス圧延の伸び率は０．１０％以上３．００％以下とする。なお、スキンパス圧延は１パスで行ってもよく、複数パスで行ってもよい。スキンパス圧延を複数パスで行った場合には、複数パスにより総計した伸び率を上述の範囲とする。また、スキンパス圧延の伸び率（スキンパス伸び率）（％）は下記式により算出される。
スキンパス伸び率（％）＝（スキンパス圧延後の鋼板長さ）／（スキンパス圧延前の鋼板長さ）×１００－１００
＜フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板＞
［フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板の成分組成］
　本発明のステンレス鋼板が、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板である場合について説明する。この場合、成分組成は、質量％で、Ｃ：０．００１～０．５００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．５０％未満、Ｃｒ：１０．５～３０．０％、Ａｌ：０．００１～６．５％、Ｎ：０．００１～０．２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。
　また、前記成分組成に、さらに、上述の（Ａ群）～（Ｃ群）から選ばれる１群または２群以上を含有してもよい。
　以下、その理由を説明する。
　Ｃ：０．００１～０．５００％
　Ｃは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。ここで、Ｃ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分には得られない。しかし、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、鋼表面に炭化物に起因した欠陥が生成しやすくなって鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｃ含有量は０．００１～０．５００％の範囲とすることが好ましい。Ｃ含有量は、フェライト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、Ｃ含有量は、フェライト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは０．１５０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。Ｃ含有量は、マルテンサイト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｃ含有量は、マルテンサイト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは０．４０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～２．００％
　Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用し、鋼板の表面欠陥を招く鋼中の介在物を低減して、鋼板の製造性を高める元素である。また、Ｓｉには、鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、鋼表面に介在物に起因した欠陥が生成しやすくなって鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１～２．００％の範囲とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．００％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。
　Ｍｎ：０．０１～２．００％
　Ｍｎは、鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。この効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、鋼板にＭｎＳに起因した表面欠陥が生成しやすくなり、鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０１～２．００％の範囲とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．００％以下であり、さらに好ましくは０．９０％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼を脆化させ、鋼表面に割れが生成しやすくなって鋼板の製造性を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０４％以下である。ただし、Ｐを製造過程において結晶粒界に偏析させた場合には、Ｐは、酸洗による鋼板の粗面化を促進する効果を有する。この効果得るためには、Ｐ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
　Ｓ：０．０４０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物として鋼中に存在して、介在物に起因した表面欠陥を生成しやすくし、鋼板の製造性を低下させる元素である。そのため、Ｓは、可能な限り低減することが望ましい。特にＳ含有量が０．０４０％を超えると、上記の影響が大きくなる。そのため、Ｓ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。下限については特に限定されるものではないが、過度の脱Ｓは製造コストの増加を招く。よって、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ｎｉ：０．０１％以上１．５０％未満
　Ｎｉは、鋼板の靱性向上に寄与し、製造過程における鋼板の破断を抑制して、鋼板の製造性を向上させる元素である。この効果を得るため、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が１．５０％以上になると、製造過程における脱スケール工程が困難となり、鋼の製造性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上１．５０％未満の範囲とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。また、Ｎｉ含有量は、より好ましくは１．００％未満であり、さらに好ましくは０．３０％未満である。
　Ｃｒ：１０．５～３０．０％
　Ｃｒは、鋼板の耐食性の向上に寄与し、鋼板の意匠性が腐食によって低下することを防止する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が３０．０％を超えると、熱間圧延時に表面に肌荒れが生じやすくなって鋼板の製造性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は１０．５～３０．０％の範囲とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、フェライト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは１２．０％以上であり、さらに好ましくは１６．０％以上である。また、Ｃｒ含有量は、フェライト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは２２．０％以下であり、さらに好ましくは１８．０％以下である。Ｃｒ含有量は、マルテンサイト系ステンレス鋼板の場合、より好ましくは１７．０％以下であり、さらに好ましくは１４．０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～６．５％
　Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用し、鋼板の表面欠陥を招く鋼中の介在物を低減して、鋼板の製造性を高める元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ａｌ含有量が６．５％を超えると、鋼が脆化して表面に割れが生成しやすくなって鋼板の製造性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～６．５％の範囲とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．６００％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｎ：０．００１～０．２５０％
　Ｎは、Ｃと同様に、鋼中に固溶して鋼板の強度を高め、製造中の擦り傷を抑制して、鋼板の製造性を高める効果がある。ここで、Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分には得られない。しかし、Ｎ含有量が０．２５０％を超えると、鋼が過度に硬質化して鋼板の製造性がかえって低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００１～０．２５０％の範囲とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｎ含有量は、より好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
　以上を基本成分とすることが好ましいが、本発明では、さらに、上述の（Ａ群）～（Ｃ群）から選ばれる１群または２群以上を含有してもよい。なお、上述の（Ａ群）～（Ｃ群）から選ばれる１群または２群以上を含有する場合の各元素の好ましい含有量の範囲およびその理由は、上述したものと同様であるので、ここでは省略する。
　上記以外の成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
［フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法］
　次に、本発明のステンレス鋼板が、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板である場合の製造方法について説明する。この場合の一実施形態に係る製造方法は、素材鋼板となる鋼板の準備工程と、粗面化工程と、平面化工程を有する。
　具体的には、本発明のフェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板の一実施形態に係る製造方法は、上記の成分組成を有する冷延鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、前記冷延鋼板に熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、前記冷延焼鈍鋼板に酸洗を施して冷延焼鈍酸洗鋼板を得る粗面化工程と、前記冷延焼鈍酸洗鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍酸洗スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有する。そして、前記粗面化工程では、前記冷延鋼板を、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３時間以上１０時間以下保持する熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、その後、前記冷延焼鈍鋼板に、濃度：１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下、温度：７５℃以上９５℃以下の硫酸水溶液に３０秒以上２４０秒以下浸漬する酸洗を施して冷延焼鈍酸洗鋼板を得る。前記平面化工程では、前記冷延焼鈍酸洗鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲でスキンパス圧延を施す。
　フェライト系ステンレス鋼、および、マルテンサイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼、および、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼に比べて、酸洗によって容易に表面を粗面化することが可能である。そのため、冷延板焼鈍、冷延焼鈍板酸洗、スキンパス圧延、からなる一般的な製造工程の各工程を適切な条件で実施することにより、一般的な製造工程に対して研磨などの工程を追加すること無く、本発明を実現することができる。
　また、前記粗面化工程においては、特に、Ｐを活用することが好ましい。すなわち、フェライト系ステンレス鋼、および、マルテンサイト系ステンレス鋼では、冷延鋼板の熱処理（焼鈍）を適切な条件で実施することで、冷延焼鈍鋼板の鋼組織中の結晶粒界近傍に鋼中のＰを偏析させることができる。さらに、Ｐが粒界に偏析した冷延焼鈍鋼板を適切な条件で酸洗することにより、鋼板表面の中でも結晶粒界近傍を優先的に酸洗溶液へと溶出させることができるため、特に容易に鋼板表面の粗面化を行うことができる。
　（素材鋼板の準備工程）
　素材鋼板の準備工程は、素材となる鋼板を準備する工程である。素材鋼板は、特に限定されないが、例えば上記のような成分組成を有する素材鋼板を以下のようにして準備すればよい。
例えば、一態様としては、転炉、電気炉、真空溶解炉等の溶解炉で溶鋼を溶製し、上記の成分組成に調整した溶鋼を得る。ついで、溶鋼を、連続鋳造法または造塊－分塊法等により、鋼素材（鋼スラブ）とする。ついで、鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。ついで、上記の熱延鋼板に、熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とする。得られた熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、酸洗、ショットブラスト、表面研削等を行って脱スケール処理を施す。また、上記の熱延焼鈍鋼板に、必要に応じて、スキンパス圧延を施してもよい。
ついで、上記の熱延焼鈍鋼板に冷間圧延を施して、冷延鋼板とし、これを素材鋼板とする。
　なお、上記の熱間圧延、熱延板焼鈍および冷間圧延の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、熱間圧延については、鋼素材を、１０５０～１２５０℃に加熱し、該温度範囲で３０分～２４時間保持したのち、または、鋼素材が鋳造直後で前記温度域にあれば加熱することなくそのままで、圧延を施す。なお、熱間圧延率は特に限定されず、要求される最終製品の厚みなどに応じ、適宜調整すればよい。また、熱延板焼鈍については、熱延鋼板を７５０～８５０℃の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１時間～２４時間保持する、あるいは、熱延鋼板を９００～１１００℃の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１０秒～５分間保持する。冷間圧延については、クラスターミルを用いるのが好ましい。また、冷間圧延率は、特に限定されるものではないが、鋼板の表面形状平滑化の観点から、４０％以上とすることが好ましい。
　（粗面化工程）
　次いで、粗面化工程では、上記のようにして準備した素材鋼板に熱処理（焼鈍）、次いで酸洗を施し、冷延焼鈍酸洗鋼板を得る。この熱処理では、素材鋼板を７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲に加熱し、該温度範囲で３時間以上１０時間以下保持することが重要である。さらに、その後の酸洗では、得られた冷延焼鈍鋼板を、７５℃以上９５℃以下の温度範囲に保持した１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下の濃度の硫酸水溶液に３０秒以上２４０秒以下浸漬することが重要である。
　熱処理（焼鈍）の保持温度：７５０℃以上８５０℃以下
　粗面化工程では、まず、冷延鋼板に熱処理（焼鈍）を施し、鋼組織中の結晶粒界にＰを偏析させる。熱処理の保持温度が７５０℃未満であると、結晶が十分には成長せず、Ｐの偏析サイトとなる結晶粒界の形成が不十分となる。一方、熱処理の保持温度が８５０℃を超えると、Ｐの鋼中拡散が起こりやすくなり、Ｐが結晶粒内へも拡散し、Ｐが結晶粒界に偏析しなくなる。従って、熱処理の保持温度は、７５０℃以上８５０℃以下とする。熱処理の保持温度は、好ましくは８１０℃以上である。また、熱処理の保持温度は、好ましくは８４０℃以下である。なお、熱処理の保持温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。
　熱処理（焼鈍）の保持時間：３時間以上１０時間以下
　熱処理の保持時間が３時間未満の場合、結晶粒界へのＰ偏析が不十分となる。一方、熱処理の保持時間が１０時間を超えると、その後の酸洗で表面欠陥を招く粗大な炭窒化物が鋼中に形成して、製造性が低下する。従って、熱処理の保持時間は、３時間以上１０時間以下（１８０分以上６００分以下）とする。熱処理の保持時間は、好ましくは６時間以上である。また、熱処理の保持時間は、好ましくは８時間以下である。なお、熱処理の保持温度範囲での保持後の冷却は、そのまま炉冷してもよいし、該温度範囲よりも低温域において温度保持を行ってもよい。
　ついで、上記の冷延焼鈍鋼板に、酸洗を施して冷延焼鈍酸洗鋼板を得る。そして、この酸洗では、冷延焼鈍鋼板を、７５℃以上９５℃以下の温度範囲に保持した１５～３０ｍａｓｓ％の硫酸水溶液に３０秒以上２４０秒以下浸漬することが重要である。なお、本酸洗の前後には、酸洗減量が５ｇ／ｍ２以下である条件内で他の酸洗を行ってもよく、例えば、前記硫酸水溶液への浸漬後に、スマット除去を目的に、硝酸とフッ酸の混合水溶液への浸漬を行ってもよい。また、前記硫酸水溶液への浸漬後に、不動態化を目的に、硝酸水溶液への浸漬、ならびに、硝酸水溶液中での鋼の電解を行ってもよい。
　硫酸水溶液の温度：７５℃以上９５℃以下
　硫酸水溶液の温度が７５℃未満であると、酸洗による粗面化が不十分となり、後述の平面化工程にて、いずれの条件で平面化を行っても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。一方、硫酸水溶液の温度が９５℃を超えると、後述の平面化工程にて、写像性が高い表面を得るために必要なスキンパス圧延の伸び率が過度に高くなり、製造性が悪くなる。従って、酸洗を施す際の硫酸水溶液の温度は７５℃以上９５℃以下とする。
　硫酸水溶液の濃度：１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下
　硫酸水溶液の濃度が１５ｍａｓｓ％未満であると、酸洗による粗面化が不十分となり、後述の平面化工程にて、いずれの条件で平面化を行っても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。また、硫酸水溶液の濃度が３０ｍａｓｓ％を超えると、かえって酸洗溶液への鋼の溶出が抑制され、酸洗による粗面化が不十分となり、後述の平面化工程にて、いずれの条件で平面化を行っても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。従って、酸洗を施す際の硫酸水溶液の濃度は１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下とする。なお、硫酸水溶液中には、ＦｅイオンやＣｒイオンをはじめとした、酸洗溶液としての不可避的不純物を含んでいてもよい。
　硫酸水溶液への浸漬時間：３０秒以上２４０秒以下
　硫酸水溶液への浸漬時間が３０秒未満であると、酸洗による粗面化が不十分となり、後述の平面化工程にて、いずれの条件で平面化を行っても、白色度が高く、かつ、写像性が高い表面が得られない。一方、硫酸水溶液への浸漬時間が２４０秒を超えると、後述の平面化工程にて、写像性が高い表面を得るために必要なスキンパス圧延の伸び率が過度に高くなり、製造性が悪くなる。従って、酸洗を施す際の硫酸水溶液への浸漬時間は３０秒以上２４０秒以下とする。
　（平面化工程）
　次いで、平面化工程では、上記のようにして得られた冷延焼鈍酸洗鋼板にスキンパス圧延を施す。このスキンパス圧延では、前記冷延焼鈍酸洗鋼板を、表面粗さＳａを０．０６μｍ以下としたスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲で圧延することが重要である。なお、スキンパスロールの表面粗さＳａは、上述したとおり、共焦点式レーザー顕微鏡を用いた表面粗さパラメータ算出方法による。また、スキンパスロールの表面粗さＳａは、上述したとおり、ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定されるパラメータである。また、スキンパスロールのロール径および圧延時の鋼板速度は特に限定されないが、例えば、ロール径８００～９００ｍｍのスキンパスロールを用いて、鋼板速度を４０～５０ｍｐｍとする。また、スキンパス圧延時には、鋼板に張力をかけてもよい。張力は特に限定されないが、例えば、２０ｋｇｆ／ｍｍ２以上３０ｋｇｆ／ｍｍ２以下とする。
　スキンパスロールの表面粗さＳａ：０．０６μｍ以下
　スキンパスロールの表面粗さＳａが０．０６μｍを超えると、鋼板表面におけるロール転写部が粗くなり、スキンパス圧延後の鋼板の写像性が高くならない。従って、スキンパスロールの表面粗さＳａは０．０６μｍ以下とする。なお、スキンパスロールの表面粗さＳａは小さいほど好適であり、その下限は特に限定されないが、コストや研磨負荷の観点からは、スキンパスロールの表面粗さＳａは、一例として０．０１μｍ以上とすることができる。
　スキンパス圧延の伸び率：０．１０％以上３．００％以下
　スキンパス圧延の伸び率が０．１０％未満であると、鋼板表面のＳｋならびにＳｐｋが高くなり、所望の写像性が得られない。一方、スキンパス圧延の伸び率が３．００％を超えると、鋼板表面のＳｍｒ２が高くなり、所望の白色度が得られない。従って、スキンパス圧延の伸び率は０．１０％以上３．００％以下とする。なお、スキンパス圧延は１パスで行ってもよく、複数パスで行ってもよい。スキンパス圧延を複数パスで行った場合には、複数パスにより総計した伸び率を上述の範囲とする。また、スキンパス圧延の伸び率（スキンパス伸び率（％））は上述の式により算出される。
　本発明のステンレス鋼板は、上述の製造方法により好適に製造される。本発明のステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板、フェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板、フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板のいずれであってもよい。特に、フェライト系ステンレス鋼板、マルテンサイト系ステンレス鋼板では、一般的な製造工程の各工程を適切な条件で実施することで、一般的な製造工程に対して研磨などの工程を追加する必要がない利点がある。
ここで、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板の組織は、オーステナイト相の単相組織でもよく、フェライト相とオーステナイト相から構成されてもよく、オーステナイト相と加工誘起マルテンサイト相から構成されてもよい。また、フェライト相、オーステナイト相および加工誘起マルテンサイト相以外の残部として、体積率で１％以下の介在物および析出物を含有していてもよいし、含有していなくてもよい。
また、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板の組織は、フェライト相の単相組織でもよく、マルテンサイト相の単相組織でもよく、フェライト相とマルテンサイト相の複合組織でもよく、マルテンサイト相とオーステナイト相の複合組織（この場合、オーステナイト相の面積率は１０％以下）でもよく、フェライト相とマルテンサイト相とオーステナイト相の複合組織（この場合、オーステナイト相の面積率は１０％以下）でもよい。また、フェライト相、マルテンサイト相およびオーステナイト相以外の残部として、体積率で５％以下の介在物および析出物を含有していてもよいし、含有していなくてもよい。また、上記の介在物および析出物としては、例えば、金属間化合物、炭化物、窒化物、酸化物、および硫化物からなる群より選択される１種または２種以上が挙げられる。なお、各相の同定は、常法に従い行うことができる。
　（実施例１）
　表１に示した成分組成を有する鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を、１００ｋｇ鋼塊に溶製した後、該鋼塊を１２５０℃で１時間加熱し、ついで、熱間圧延を行って、板厚：３．５ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板に、１２００℃で１分間保持する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、ついで、この熱延焼鈍鋼板の表裏面を研削してスケールを除去した。ついで、上記の熱延焼鈍鋼板に、クラスターミルによる冷間圧延を施して、板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を水素２５ｖｏｌ％－窒素７５ｖｏｌ％の混合雰囲気中で１１００℃に１分間保持して得られた冷延焼鈍鋼板を、素材鋼板とした。
　得られた素材鋼板を、表２に記載の各番手のエメリー紙で乾式研磨仕上げして、冷延焼鈍研磨鋼板とした（粗面化工程）。得られた冷延焼鈍研磨鋼板および素材鋼板の表面形状を、（株）キーエンス製の共焦点式レーザー顕微鏡ＶＫ２５０／２６０を用いて上述の方法で測定し、（株）キーエンス製のマルチファイル解析アプリケーションＶＫ－Ｈ１ＸＭを用いて、上述の方法で表面粗さＳａを解析した。なお、測定には、１５０倍の対物レンズを用い、測定上下限および明るさは自動設定とし、ＲＰＤ（Ｒｅａｌ　Ｐｅａｋ　Ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ）方式にて高さピッチ０．０８μｍの測定条件を用いた。なお、ＲＰＤ方式とは、特定の高さピッチで測定し、各高さで得られたレーザー光の反射強度データから、真の焦点高さを演算で検出する方式である。また、解析におけるノイズ除去には、閾値を５０００としたＤＣＬ補正、高さカットレベルを強としたスパイク除去補正を用いた。得られた各試験片の表面粗さＳａを表２に併記した。ただし、試験Ｎｏ．１－１８、１－２５については、素材鋼板の表面粗さＳａを併記した。
　次いで、冷延焼鈍研磨鋼板および素材鋼板に、表２に記載の表面粗さＳａを有するスキンパスロールを用いて表２に記載の伸び率となる条件で張力をかけずにスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍研磨スキンパス仕上鋼板を得た（平面化工程）。ただし、試験Ｎｏ．１－１９、１－２６については、スキンパス圧延を行わなかった。
　かくして得られた鋼板について、上述の測定方法および解析方法により、各種表面パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、およびＳｍｒ２）を評価した。結果を表２に示す。
　また、かくして得られた鋼板を用いて、上述の方法により、（ｉ）白色度、（ｉｉ）写像性を測定し、以下の基準により評価した。評価結果を表２に併記する。なお、白色度の評価には、コニカミノルタ製のＣＭ－６００ｄを用いた。
（ｉ）白色度
◎（合格、特に優れる）：６０以上
〇（合格）：５０以上６０未満
×（不合格）：５０未満
（ｉｉ）写像性
◎（合格、特に優れる）：１０％以上
〇（合格）：１％以上１０％未満
×（不合格）：１％未満
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　表２に示したように、発明例ではいずれも、上記（ｉ）および（ｉｉ）の要求特性を満足していた。
　一方、比較例ではいずれも、上記（ｉ）および（ｉｉ）の要求特性のうちの少なくとも１つを満足していなかった。
　すなわち、試験Ｎｏ．１－１３、１－２０の比較例は、スキンパス伸び率が適正範囲に満たなかったために、Ｓｋが高く、写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．１－１４、１－２１の比較例は、スキンパス伸び率が適正範囲を超えたために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．１－１５、１－２２の比較例は、スキンパスロールの表面粗さＳａが適正範囲を超えたために、Ｓｐｋが高く写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．１－１６、１－２３の比較例は、研磨後の試験片の表面粗さＳａが適正範囲に満たず、かつ、スキンパス伸び率が比較的小さかったために、Ｓｐｋが高く写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．１－１７、１－２４の比較例は、研磨後の試験片の表面粗さＳａが適正範囲に満たず、かつ、スキンパス伸び率が比較的大きかったためになかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．１－１８、１－２５の比較例は、粗面化処理を施さなかったため、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．１－１９、１－２６の比較例は、平面化処理を施さなかったため、ＳｋとＳｐｋがいずれも高く、写像性が１％未満となった。
　（実施例２）
　表３に示した成分組成を有する鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を、１００ｋｇ鋼塊に溶製した後、該鋼塊を１２００℃で１時間加熱し、ついで、熱間圧延を行って、板厚：３．５ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板に、Ｃ鋼、Ｄ鋼およびＧ鋼は８００℃で８時間保持、Ｅ鋼およびＨ鋼は９５０℃で１分間保持、Ｆ鋼は１０５０℃で２分間保持する熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、ついで、この熱延焼鈍鋼板の表裏面を研削してスケールを除去した。ついで、上記の熱延焼鈍鋼板に、クラスターミルによる冷間圧延を施して、板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とし、この冷延鋼板を素材鋼板とした。
　得られた素材鋼板を、表４に記載の各条件で熱処理（焼鈍）した後、表４に記載の各条件で硫酸水溶液中に浸漬して酸洗した後、表面に流水をかけながら脱脂綿で擦ってスマットの多くを除去した。その後、２ｍａｓｓ％のフッ酸と１０ｍａｓｓ％の硝酸の混合水溶液中に３秒間浸漬した後、表面に流水をかけながら脱脂綿で擦ってスマットを完全に除去した（粗面化工程）。なお、前記混合水溶液に浸漬する処理では、酸洗減量が５ｇ／ｍ２以下であることを確認した。
　次いで、表４に記載の表面粗さＳａを有するスキンパスロールを用いて表４に記載の伸び率となる条件でスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍酸洗スキンパス仕上鋼板を得た（平面化工程）。ただし、試験Ｎｏ．２－２４、２－３４については、スキンパス圧延を行わなかった。
　かくして得られた鋼板について、上述の方法により、各種表面パラメータ（Ｓｋ、Ｓｐｋ、およびＳｍｒ２）を評価した。結果を表４に併記する。
　また、かくして得られた鋼板を用いて、実施例１と同じ方法および基準により、（ｉ）白色度、（ｉｉ）写像性を評価した。評価結果を表４に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　表４に示したように、発明例ではいずれも、上記（ｉ）および（ｉｉ）の要求特性を満足していた。
　一方、比較例ではいずれも、上記（ｉ）および（ｉｉ）の要求特性のうちの少なくとも１つを満足していなかった。
　すなわち、試験Ｎｏ．２－１７、２－２７の比較例は、冷延鋼板の焼鈍温度が適正範囲に満たなかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－１８、２－２８の比較例は、冷延鋼板の焼鈍温度が適正範囲を超えたために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－１９、２－２９の比較例は、冷延鋼板の焼鈍時間が適正範囲に満たなかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－２０、２－３０の比較例は、冷延焼鈍鋼板の酸洗に用いた硫酸水溶液の温度が適正範囲に満たなかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－２１、２－３１の比較例は、冷延焼鈍鋼板の酸洗に用いた硫酸水溶液の濃度が適正範囲に満たなかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－２２、２－３２の比較例は、冷延焼鈍鋼板の酸洗における浸漬時間が適正範囲に満たなかったために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
試験Ｎｏ．２－２３、２－３３の比較例は、スキンパスロールの表面粗さＳａが適正範囲を超えたために、Ｓｐｋが高く写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．２－２４、２－３４の比較例は、平面化処理を施さなかったため、ＳｋとＳｐｋがいずれも高く、写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．２－２５、２－３５の比較例は、スキンパス伸び率が適正範囲に満たなかったために、Ｓｋが高く、写像性が１％未満となった。
試験Ｎｏ．２－２６、２－３６の比較例は、スキンパス伸び率が適正範囲を超えたために、Ｓｍｒ２が高く、白色度が５０未満となった。
　本発明のステンレス鋼板は、エレベータの内板やシンクの天板、インテリアなどの落ち着いた色調が要求される耐食部材への適用に好適である。

Claims (3)

  1. ＪＩＳ　Ｂ　０６８１－２：２０１８に規定される、
    コア部のレベル差Ｓｋが１．５０μｍ以下であり、
    突出山部高さＳｐｋが０．２０μｍ以下であり、
    コア部と突出谷部を分ける負荷面積率Ｓｍｒ２が８０％以下である表面性状を有し、
    白色度が５０以上であり、写像性が１％以上である、ステンレス鋼板。
  2. 請求項１に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
    前記ステンレス鋼板は、オーステナイト系ステンレス鋼板またはフェライト－オーステナイト二相系ステンレス鋼板であり、
    素材となる冷延焼鈍鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、
    前記冷延焼鈍鋼板に研磨を施して、冷延焼鈍研磨鋼板を得る粗面化工程と、
    前記冷延焼鈍研磨鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍研磨スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有し、
    前記粗面化工程では、前記冷延焼鈍鋼板に、該冷延焼鈍鋼板の表面粗さＳａを０．２０μｍ以上２．００μｍ以下に調整する研磨処理を施し、
    前記平面化工程では、前記冷延焼鈍研磨鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲でスキンパス圧延を施す、ステンレス鋼板の製造方法。
  3. 請求項１に記載のステンレス鋼板の製造方法であって、
    前記ステンレス鋼板は、フェライト系ステンレス鋼板またはマルテンサイト系ステンレス鋼板であり、
    素材となる冷延鋼板を準備する素材鋼板の準備工程と、
    前記冷延鋼板に熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、前記冷延焼鈍鋼板に酸洗を施して冷延焼鈍酸洗鋼板を得る粗面化工程と、
    前記冷延焼鈍酸洗鋼板にスキンパス圧延を施し、冷延焼鈍酸洗スキンパス仕上鋼板を得る平面化工程を有し、
    前記粗面化工程では、前記冷延鋼板を、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３時間以上１０時間以下保持する熱処理を施して冷延焼鈍鋼板とし、その後、前記冷延焼鈍鋼板に、濃度：１５ｍａｓｓ％以上３０ｍａｓｓ％以下、温度：７５℃以上９５℃以下の硫酸水溶液に３０秒以上２４０秒以下浸漬する酸洗を施し、
    前記平面化工程では、前記冷延焼鈍酸洗鋼板に、表面粗さＳａが０．０６μｍ以下のスキンパスロールを用いて伸び率０．１０％以上３．００％以下の範囲でスキンパス圧延を施す、ステンレス鋼板の製造方法。
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