JP2019112673A - フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】十分な耐食性を有するとともに、ゴールドダスト疵を十分に抑制した良好な表面美麗性を有する、フェライト系ステンレス冷延鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施し、ついで、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする。【選択図】なし
Description
本発明は、十分な耐食性を有するとともに、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
日本工業規格：ＪＩＳ Ｇ ４３０５に規定されるＳＵＳ４３０（１６〜１８質量％Ｃｒ鋼）は、フェライト系ステンレス冷延鋼板の中でも安価で耐食性に優れているため、建材、家電製品、厨房器具などの様々な用途に使用されている。
これらの用途に適用される鋼板には、プレス成形等により所定の形状に加工できる成形性に加え、十分な耐食性と、良好な表面光沢および表面性状（以下、これらを総称して表面美麗性ともいう）を有することとが求められる。
特に、近年では、素材となるステンレスの金属光沢を生かした製品が多く、そのため、表面美麗性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が強く求められている。
特に、近年では、素材となるステンレスの金属光沢を生かした製品が多く、そのため、表面美麗性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板が強く求められている。
ここで、フェライト系ステンレス冷延鋼板の表面美麗性を低下させる因子として、特に、表面剥離型の欠陥であるゴールドダスト疵（キラキラと称される場合もある）が挙げられる。
このようなゴールドダスト疵の低減を図る技術として、例えば、特許文献１には、
「重量％で、Ｃ：０．００１０〜０．３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０５０％、Ｃｒ：１０．０〜３０．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、さらにＳｎ：０．００５〜０．１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．１０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
このようなゴールドダスト疵の低減を図る技術として、例えば、特許文献１には、
「重量％で、Ｃ：０．００１０〜０．３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０５０％、Ｃｒ：１０．０〜３０．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、さらにＳｎ：０．００５〜０．１０％、Ｓｂ：０．００５〜０．１０％の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。」
が開示されている。
また、特許文献２には、
「熱間圧延後の酸洗時に酸洗促進剤を含有する硫酸水溶液中に１００秒以上浸漬し、鋼板における長径／短径が２以上の倒れ込み欠陥面積率が０．１％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。」
が開示されている。
「熱間圧延後の酸洗時に酸洗促進剤を含有する硫酸水溶液中に１００秒以上浸漬し、鋼板における長径／短径が２以上の倒れ込み欠陥面積率が０．１％以下であることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。」
が開示されている。
ここで、特許文献１では、ゴールドダスト疵の原因を、Ｐの粒界偏析を起因とした熱延板焼鈍後の硫酸酸洗時に発生する粒界腐食（粒界侵食）と考えている。そして、特許文献１では、熱延板焼鈍時などに生じるＰの粒界偏析を防止するために、ＳｎあるいはＳｂの１種以上をＰの含有量に対して０．５〜２倍添加することとしている。
しかし、特許文献１に記載のフェライト系ステンレス鋼に、鋼材保管時の扱い疵防止のために使用される保護フィルムを貼付すると、この保護フィルムを剥がす際にゴールドダスト疵が生じる箇所があり、ゴールドダスト疵が十分に抑制されているとは言えなかった。
しかし、特許文献１に記載のフェライト系ステンレス鋼に、鋼材保管時の扱い疵防止のために使用される保護フィルムを貼付すると、この保護フィルムを剥がす際にゴールドダスト疵が生じる箇所があり、ゴールドダスト疵が十分に抑制されているとは言えなかった。
また、特許文献２でも、ゴールドダスト疵の原因を、熱延板焼鈍後の酸洗時に発生する粒界腐食（粒界侵食）と考えているが、特許文献２の製造方法に従い製造したＳＵＳ４３０に当たるフェライト系ステンレス冷延鋼板についても、鋼材扱い時の疵防止のために使用される保護フィルムを貼付すると、この保護フィルムを剥がす際にゴールドダスト疵が生じる箇所があり、やはりゴールドダスト疵が十分に抑制されているとは言えなかった。
このように、熱延板焼鈍後の酸洗時に発生する粒界腐食（粒界侵食）を防止するだけでは、ゴールドダスト疵を十分に抑制することはできず、このため、十分な耐食性を有するとともに、ゴールドダスト疵を抑制した、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造技術の開発が求められているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、十分な耐食性を有するとともに、ゴールドダスト疵を十分に抑制した良好な表面美麗性を有する、フェライト系ステンレス冷延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
ここで、「十分な耐食性」とは、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験を、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして８サイクル行ったときの、鋼板表面における発錆面積率（鋼板表面の発錆面積／試鋼板表面の全面積）×１００（％））が２５％以下であることを意味する。
また、「良好な表面美麗性」とは、
・鋼板の表面を、倍率：１０倍のルーペ（拡大鏡）を用いて、目視により観察した場合に、酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りがなく、
・また、表面剥離試験、すなわち、鋼板の表面に、粘着力：１．８０Ｎ／２０ｍｍのアクリル系粘着剤が塗布された幅：１００ｍｍ、長さ：２００ｍｍのポリエチレン製フィルム（日東電工株式会社製 金属板用表面保護材，ＳＰＶ−３６３）を、フィルム長手方向が鋼板の圧延方向に直角になるように貼付したうえで、当該フィルムをフィルム長手方向に剥がす表面剥離試験を行った際に、鋼板の表面に生じる剥離欠陥（以下、表面剥離欠陥ともいう）が１００ｃｍ2あたり５箇所以下である、
ことを意味する。
ここで、表面剥離欠陥とは、円相当直径で１０μｍ以上の剥離欠陥（剥離箇所）を意味する。なお、剥離深さは、概ね５μｍ程度である。また、円形に剥離することが多いが、方向性を有した峡谷状に剥離する場合もある。さらに、表面剥離欠陥の１００ｃｍ2あたりの箇所数は、上記フィルムを剥がした部分の鋼板表面を、走査型電子顕微鏡により倍率：１００倍で２００視野観察し、観察された表面剥離欠陥の箇所数と観察視野面積とから算出したものである。
加えて、冷延鋼板には、冷間圧延後に冷延板焼鈍を施し、ついで、酸洗により冷延板焼鈍時に生成したスケールを除去し、さらに必要に応じて調質圧延を行って得た鋼板（冷延焼鈍・酸洗鋼板）や、冷間圧延後に冷延板焼鈍として光輝焼鈍を施し、さらに必要に応じて調質圧延を行って得た鋼板（冷延焼鈍鋼板）も含むものとする。
また、「良好な表面美麗性」とは、
・鋼板の表面を、倍率：１０倍のルーペ（拡大鏡）を用いて、目視により観察した場合に、酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りがなく、
・また、表面剥離試験、すなわち、鋼板の表面に、粘着力：１．８０Ｎ／２０ｍｍのアクリル系粘着剤が塗布された幅：１００ｍｍ、長さ：２００ｍｍのポリエチレン製フィルム（日東電工株式会社製 金属板用表面保護材，ＳＰＶ−３６３）を、フィルム長手方向が鋼板の圧延方向に直角になるように貼付したうえで、当該フィルムをフィルム長手方向に剥がす表面剥離試験を行った際に、鋼板の表面に生じる剥離欠陥（以下、表面剥離欠陥ともいう）が１００ｃｍ2あたり５箇所以下である、
ことを意味する。
ここで、表面剥離欠陥とは、円相当直径で１０μｍ以上の剥離欠陥（剥離箇所）を意味する。なお、剥離深さは、概ね５μｍ程度である。また、円形に剥離することが多いが、方向性を有した峡谷状に剥離する場合もある。さらに、表面剥離欠陥の１００ｃｍ2あたりの箇所数は、上記フィルムを剥がした部分の鋼板表面を、走査型電子顕微鏡により倍率：１００倍で２００視野観察し、観察された表面剥離欠陥の箇所数と観察視野面積とから算出したものである。
加えて、冷延鋼板には、冷間圧延後に冷延板焼鈍を施し、ついで、酸洗により冷延板焼鈍時に生成したスケールを除去し、さらに必要に応じて調質圧延を行って得た鋼板（冷延焼鈍・酸洗鋼板）や、冷間圧延後に冷延板焼鈍として光輝焼鈍を施し、さらに必要に応じて調質圧延を行って得た鋼板（冷延焼鈍鋼板）も含むものとする。
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく、種々検討を重ねた。
その結果、
（１）成分組成のＳｉ含有量を０．４０質量％以下に制限するとともに、
（２）製造時に、熱延板焼鈍条件を適正に制御し、
（３）そのうえで、熱延板焼鈍後の酸洗の前にショットブラスト処理を行い、その処理条件、特に衝突エネルギーを適正に制御する、
ことが重要であり、これにより、ゴールドダスト疵を抑制した、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる、
との知見を得た。
その結果、
（１）成分組成のＳｉ含有量を０．４０質量％以下に制限するとともに、
（２）製造時に、熱延板焼鈍条件を適正に制御し、
（３）そのうえで、熱延板焼鈍後の酸洗の前にショットブラスト処理を行い、その処理条件、特に衝突エネルギーを適正に制御する、
ことが重要であり、これにより、ゴールドダスト疵を抑制した、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる、
との知見を得た。
すなわち、フェライト系ステンレス冷延鋼板は、一般に、熱間圧延、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理、酸洗、冷間圧延および冷延板焼鈍の順に、さらには、冷延板焼鈍後に、必要に応じて、酸洗および調質圧延の工程を経て製造される。
上述したとおり、特許文献１および２に代表される従来技術では、ゴールドダスト疵の発生原因が、主に熱延板焼鈍後の酸洗において発生する粒界腐食（以下、単に粒界腐食ともいう）であると考えられていた。
しかし、本発明者らが、種々の実験を行ったところ、粒界腐食が発生していなくてもゴールドダスト疵が多数発生する場合があり、そのため、本発明者らは、ゴールドダスト疵の発生は、従来考えられていたような粒界腐食が、主原因ではないのではないかと考えるに至った。
上述したとおり、特許文献１および２に代表される従来技術では、ゴールドダスト疵の発生原因が、主に熱延板焼鈍後の酸洗において発生する粒界腐食（以下、単に粒界腐食ともいう）であると考えられていた。
しかし、本発明者らが、種々の実験を行ったところ、粒界腐食が発生していなくてもゴールドダスト疵が多数発生する場合があり、そのため、本発明者らは、ゴールドダスト疵の発生は、従来考えられていたような粒界腐食が、主原因ではないのではないかと考えるに至った。
そこで、本発明者らは、多くの実験を重ね、ゴールドダスト疵が多数発生した鋼板と同じ条件で、当該鋼板の製造途中の中間素材鋼板、具体的には、熱延板焼鈍後に酸洗を施した段階の鋼板（以下、熱延焼鈍・酸洗鋼板ともいう）および冷間圧延直後に得られる鋼板（冷延板焼鈍を施す前の冷間圧延ままの鋼板、以下、冷間圧延ままの鋼板ともいう）を種々製造して、熱延焼鈍・酸洗鋼板および冷間圧延ままの鋼板の表層部の詳細な金属組織の観察を行った。
その結果、
・ゴールドダスト疵が多数発生した鋼板と同じ条件で製造した熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部では、一部の粒界上に、微小な亀裂が発生している、
・また、ゴールドダスト疵が多数発生した鋼板と同じ条件で製造した冷間圧延ままの鋼板の表層部では、上記の熱延焼鈍・酸洗鋼板で見られた粒界上の亀裂が、大きく進展している、
・そして、当該亀裂の進展箇所に所定の保護フィルムを貼付し、一定時間経過した後に当該保護フィルムを剥がすと、当該亀裂の進展箇所において、表面剥離欠陥が生じ、これが原因となって、ゴールドダスト疵が発生する、
ことを知見した。
・ゴールドダスト疵が多数発生した鋼板と同じ条件で製造した熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部では、一部の粒界上に、微小な亀裂が発生している、
・また、ゴールドダスト疵が多数発生した鋼板と同じ条件で製造した冷間圧延ままの鋼板の表層部では、上記の熱延焼鈍・酸洗鋼板で見られた粒界上の亀裂が、大きく進展している、
・そして、当該亀裂の進展箇所に所定の保護フィルムを貼付し、一定時間経過した後に当該保護フィルムを剥がすと、当該亀裂の進展箇所において、表面剥離欠陥が生じ、これが原因となって、ゴールドダスト疵が発生する、
ことを知見した。
そこで、発明者らは、上記の知見を基に、熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上の亀裂がゴールドダスト疵の発生要因になると考え、この熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上の亀裂を抑制すべく、種々検討を重ねた。
その結果、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造工程におけるショットブラスト処理の条件、特に衝撃エネルギーが、熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上の亀裂の発生、ひいては、ゴールドダスト疵の発生と相関することを知見した。
その結果、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造工程におけるショットブラスト処理の条件、特に衝撃エネルギーが、熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上の亀裂の発生、ひいては、ゴールドダスト疵の発生と相関することを知見した。
ここで、ショットブラスト処理の条件、特に衝撃エネルギーが、ゴールドダスト疵の発生と相関する理由について、本発明者らは次のように考えている。
すなわち、ＳＵＳ４３０系の成分組成は、ＴｉやＮｂ等といったＣおよびＮをスタビライズ（安定化）する元素（以下、スタビライズ元素ともいう）を含有しないため、その製造途中の熱延板焼鈍において、粗大な炭窒化物が多量に析出し易い。このため、ＳＵＳ４３０の製造途中における熱延焼鈍鋼板の靭性は、スタビライズ元素を添加したフェライト系ステンレス鋼の製造途中における熱延焼鈍鋼板に比べて、非常に低くなる。
一方、ショットブラスト処理では、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置においてショットブラスト処理のカウンター応力（ショットブラストによる圧縮変形に対応して板厚内部に発生する引張残留応力）が最大となる。
このため、靭性の低い鋼板に高い衝突エネルギーでショットブラスト処理を行うと、ショットブラストの衝突エネルギーに耐えられず、カウンター応力が最大となる表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置における結晶粒界上において、微小な亀裂が発生する。
当該亀裂は、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置に発生するため、特に表面から深い位置で発生した亀裂については、その後の酸洗によっても除去しきれずに残存する。そして、残存した亀裂は、その後の冷間圧延によるせん断応力によって粒界上を進展し、この進展した亀裂が、最終製品となる冷延鋼板にも残存して、ゴールドダスト疵を発生させる。
このような理由により、ショットブラスト処理条件、特に衝撃エネルギーが、ゴールドダスト疵の発生と相関するものと、本発明者らは考えている。
すなわち、ＳＵＳ４３０系の成分組成は、ＴｉやＮｂ等といったＣおよびＮをスタビライズ（安定化）する元素（以下、スタビライズ元素ともいう）を含有しないため、その製造途中の熱延板焼鈍において、粗大な炭窒化物が多量に析出し易い。このため、ＳＵＳ４３０の製造途中における熱延焼鈍鋼板の靭性は、スタビライズ元素を添加したフェライト系ステンレス鋼の製造途中における熱延焼鈍鋼板に比べて、非常に低くなる。
一方、ショットブラスト処理では、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置においてショットブラスト処理のカウンター応力（ショットブラストによる圧縮変形に対応して板厚内部に発生する引張残留応力）が最大となる。
このため、靭性の低い鋼板に高い衝突エネルギーでショットブラスト処理を行うと、ショットブラストの衝突エネルギーに耐えられず、カウンター応力が最大となる表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置における結晶粒界上において、微小な亀裂が発生する。
当該亀裂は、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置に発生するため、特に表面から深い位置で発生した亀裂については、その後の酸洗によっても除去しきれずに残存する。そして、残存した亀裂は、その後の冷間圧延によるせん断応力によって粒界上を進展し、この進展した亀裂が、最終製品となる冷延鋼板にも残存して、ゴールドダスト疵を発生させる。
このような理由により、ショットブラスト処理条件、特に衝撃エネルギーが、ゴールドダスト疵の発生と相関するものと、本発明者らは考えている。
そして、発明者らがさらに検討を重ねたところ、
（１）Ｓｉ含有量を０．４０質量％以下に制限し、かつ
（２）製造時に、熱延板焼鈍条件を適正に制御する、
ことで、主に熱間圧延時に生成する酸化スケール厚を極力薄くしつつ、熱延焼鈍鋼板の靭性を高め、
（３）そのうえで、熱延焼鈍鋼板に施すショットブラスト処理の条件、特に衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2の範囲に制御する、
ことにより、
ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上での亀裂の発生を抑制することが可能となり、
その結果、ゴールドダスト疵を抑制した、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる、
との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
（１）Ｓｉ含有量を０．４０質量％以下に制限し、かつ
（２）製造時に、熱延板焼鈍条件を適正に制御する、
ことで、主に熱間圧延時に生成する酸化スケール厚を極力薄くしつつ、熱延焼鈍鋼板の靭性を高め、
（３）そのうえで、熱延焼鈍鋼板に施すショットブラスト処理の条件、特に衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2の範囲に制御する、
ことにより、
ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、熱延焼鈍・酸洗鋼板の表層部で見られた粒界上での亀裂の発生を抑制することが可能となり、
その結果、ゴールドダスト疵を抑制した、良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる、
との知見を得た。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に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．質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎ：０．０２５〜０．０８０％および
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
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を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施して熱延焼鈍・酸洗鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、
上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
ここで、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、次式（１）により定義される。
［衝突エネルギー（ｋＪ／ｍ2）］＝（１／２×Ａ×Ｂ２）／１０００ ・・・（１）
Ａ：ショットブラスト粒の投射密度［ｋｇ／ｍ2］
Ｂ：ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度［ｍ／ｓ］
１．質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎ：０．０２５〜０．０８０％および
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
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を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施して熱延焼鈍・酸洗鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、
上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
ここで、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、次式（１）により定義される。
［衝突エネルギー（ｋＪ／ｍ2）］＝（１／２×Ａ×Ｂ２）／１０００ ・・・（１）
Ａ：ショットブラスト粒の投射密度［ｋｇ／ｍ2］
Ｂ：ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度［ｍ／ｓ］
２．前記ショットブラスト粒の投射密度が２５〜４５ｋｇ／ｍ2、前記ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度が２０〜４５ｍ／ｓである、前記１に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
３．前記１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法によって製造される、フェライト系ステンレス冷延鋼板。
４．表面剥離試験を行った際に生じる表面剥離欠陥が、１００ｃｍ2あたり５箇所以下である、前記３に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
本発明によれば、十分な耐食性を有するとともに、ゴールドダスト疵を十分に抑制した良好な表面美麗性を有するフェライト系ステンレス冷延鋼板を、高い生産性の下、安定的に製造することが可能となる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の成分組成、および、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法で使用する鋼素材の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
まず、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の成分組成、および、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法で使用する鋼素材の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％
Ｃは、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃ含有量は０．０１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼の靱性が低下してゴールドダスト疵が発生しやすくなる。
そのため、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０５０％の範囲とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０２５％である。また、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％である。
Ｃは、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃ含有量は０．０１５％以上とする。しかし、Ｃ含有量が０．０５０％を超えると、鋼の靱性が低下してゴールドダスト疵が発生しやすくなる。
そのため、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０５０％の範囲とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０２５％である。また、Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、主に熱間圧延時に生成する酸化スケールが過度に厚くなる。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、結果的に、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％である。
Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ含有量が０．４０％を超えると、主に熱間圧延時に生成する酸化スケールが過度に厚くなる。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、結果的に、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３５％、より好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．４５〜１．００％
Ｍｎは、Ｃと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．４５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼が硬質化して延性および靱性が低下する。加えて、耐食性も低下するおそれがある。
そのため、Ｍｎ含有量は０．４５〜１．００％の範囲とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．５５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％である。
Ｍｎは、Ｃと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｍｎ含有量は０．４５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、鋼が硬質化して延性および靱性が低下する。加えて、耐食性も低下するおそれがある。
そのため、Ｍｎ含有量は０．４５〜１．００％の範囲とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．５５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．９０％、より好ましくは０．８０％である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素である。そのため、Ｐ含有量は少ない方が望ましく、上限を０．０４％とする。好ましくは０．０３％以下である。より好ましくは０．０１％以下である。
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素である。そのため、Ｐ含有量は少ない方が望ましく、上限を０．０４％とする。好ましくは０．０３％以下である。より好ましくは０．０１％以下である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、延性や耐食性等を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に、Ｓの悪影響が大きくなる。
このため、Ｓ含有量は極力低い方が望ましく、Ｓ含有量の上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００７％以下である。より好ましくは０．００５％以下である。
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物として鋼中に存在して、延性や耐食性等を低下させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に、Ｓの悪影響が大きくなる。
このため、Ｓ含有量は極力低い方が望ましく、Ｓ含有量の上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００７％以下である。より好ましくは０．００５％以下である。
Ｃｒ：１６．０〜１８．０％
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少して耐リジング性が低下するおそれがある。
そのため、Ｃｒ含有量は１６．０〜１８．０％の範囲とする。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１７．０％、より好ましくは１６．５％である。
Ｃｒは、鋼板表面に不動態皮膜を形成して耐食性を向上させる効果を有する元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は１６．０％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１８．０％を超えると、熱間圧延時のオーステナイト相の生成量が減少して耐リジング性が低下するおそれがある。
そのため、Ｃｒ含有量は１６．０〜１８．０％の範囲とする。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１７．０％、より好ましくは１６．５％である。
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状の低下を招き易くなる。
そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０１０％の範囲とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００５％である。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得る観点から、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3等のＡｌ系介在物が増加し、表面性状の低下を招き易くなる。
そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜０．０１０％の範囲とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００５％である。
Ｎ：０．０２５〜０．０８０％
Ｎは、ＣおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎ含有量は０．０２５％以上とする。しかし、Ｎ含有量が０．０８０％を超えると、鋼板の靱性が大幅に低下してゴールドダスト疵が発生しやすくなる。
そのため、Ｎ含有量は０．０２５〜０．０８０％の範囲とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０４０％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０６０％、より好ましくは０．０５５％である。
Ｎは、ＣおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎ含有量は０．０２５％以上とする。しかし、Ｎ含有量が０．０８０％を超えると、鋼板の靱性が大幅に低下してゴールドダスト疵が発生しやすくなる。
そのため、Ｎ含有量は０．０２５〜０．０８０％の範囲とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０４０％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０６０％、より好ましくは０．０５５％である。
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
Ｎｉは、Ｃ、ＮおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。また、Ｎｉは、耐食性の向上にも有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると、鋼が過度に硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０５〜０．６０％の範囲とする。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．３０％である。
Ｎｉは、Ｃ、ＮおよびＭｎと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の生成を促進し、表面美麗性を損なうリジングおよびローピングの発生を抑制するのに有効な元素である。また、Ｎｉは、耐食性の向上にも有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉ含有量が０．６０％を超えると、鋼が過度に硬質化して成形性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．０５〜０．６０％の範囲とする。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．３０％である。
なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法の製造条件について、説明する。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施して熱延焼鈍・酸洗鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であり、
上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、さらに、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とするものである。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施して熱延焼鈍・酸洗鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であり、
上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、さらに、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とするものである。
すなわち、上記の成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。
ついで、得られた鋼素材を、好適には１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、または高温の鋼素材を直接加熱したのち、この鋼素材に熱間圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、熱間圧延条件については、常法に従えばよい。
ついで、得られた熱延鋼板に、以下の条件で熱延板焼鈍を施す。
ついで、得られた鋼素材を、好適には１１００〜１２５０℃で１〜２４時間加熱するか、または高温の鋼素材を直接加熱したのち、この鋼素材に熱間圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、熱間圧延条件については、常法に従えばよい。
ついで、得られた熱延鋼板に、以下の条件で熱延板焼鈍を施す。
＜熱延板焼鈍の加熱温度：８００〜９００℃＞
加熱温度が８００℃未満の場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延時に生じた加工組織が残存し、成形性の向上効果が得られない。
一方、加熱温度が９００℃を超えると、熱間圧延時に生成した酸化スケールの増大を招く。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られない。一方で、結晶粒が粗大化して鋼板の靭性が大幅に低下するので、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくすると、熱延焼鈍鋼板の粒界上で亀裂が発生して、ゴールドダスト疵を誘引する。よって、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、熱延板焼鈍の加熱温度は８００〜９００℃とする。熱延板焼鈍の加熱温度の好適な下限は８２０℃である。また、熱延板焼鈍の加熱温度の好適な上限は８８０℃である。
加熱温度が８００℃未満の場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延時に生じた加工組織が残存し、成形性の向上効果が得られない。
一方、加熱温度が９００℃を超えると、熱間圧延時に生成した酸化スケールの増大を招く。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られない。一方で、結晶粒が粗大化して鋼板の靭性が大幅に低下するので、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくすると、熱延焼鈍鋼板の粒界上で亀裂が発生して、ゴールドダスト疵を誘引する。よって、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、熱延板焼鈍の加熱温度は８００〜９００℃とする。熱延板焼鈍の加熱温度の好適な下限は８２０℃である。また、熱延板焼鈍の加熱温度の好適な上限は８８０℃である。
＜熱延板焼鈍の保持時間：１〜２４時間＞
また、上記の加熱温度における保持時間が１時間未満の場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延に生じた加工組織が残存して必要な成形性が得られない。一方、保持時間が２４時間を超えると、熱間圧延時に生成した酸化スケールの増大を招く。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、結果的に、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、熱延板焼鈍の保持時間は１〜２４時間とする。熱延板焼鈍の保持時間の好適な下限は６時間である。また、熱延板焼鈍の保持時間の好適な上限は１８時間である。
また、上記の加熱温度における保持時間が１時間未満の場合、再結晶が十分に生じないため、熱間圧延に生じた加工組織が残存して必要な成形性が得られない。一方、保持時間が２４時間を超えると、熱間圧延時に生成した酸化スケールの増大を招く。このため、ショットブラスト処理での衝突エネルギーを大きくしないと酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、結果的に、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ゴールドダスト疵を抑制した良好な表面美麗性を得ることができなくなる。
そのため、熱延板焼鈍の保持時間は１〜２４時間とする。熱延板焼鈍の保持時間の好適な下限は６時間である。また、熱延板焼鈍の保持時間の好適な上限は１８時間である。
なお、酸化スケールが増大することを防ぐために、熱延板焼鈍は７５体積％Ｎ2−２５体積％Ｈ2や１００体積％Ｈ2等の還元性雰囲気中で行うことが好ましい
また、熱延板焼鈍の手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）および連続焼鈍のどちらで実施してもかまわない。また、上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
また、熱延板焼鈍の手法に特に限定はなく、箱焼鈍（バッチ焼鈍）および連続焼鈍のどちらで実施してもかまわない。また、上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
そして、上記の熱延板焼鈍を施して得た熱延焼鈍鋼板に、以下の条件でショットブラスト処理を施す。
＜衝突エネルギー：１０〜４０ｋＪ／ｍ2＞
熱延板焼鈍の際に生成した酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂を付与して、酸化スケールを効果的に除去するため、酸洗の前に、熱延焼鈍鋼板にショットブラスト処理を施す。
ここで、衝突エネルギーが４０ｋＪ／ｍ2を超えると、ショットブラストの衝突エネルギーに耐えられず、カウンター応力が最大となる表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置における結晶粒界上において、微小な亀裂が多数発生する。当該亀裂は、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置に発生するため、特に表面から深い位置で発生した亀裂については、その後の酸洗によっても除去しきれずに残存する。そして、残存した亀裂は、その後の冷間圧延によるせん断応力によって粒界上を進展し、この進展した亀裂が、最終製品となる冷延鋼板にも残存して、多数のゴールドダスト疵を発生させる。また、ショットブラスト痕残りを招くおそれもある。
一方、衝突エネルギーが１０ｋＪ／ｍ2未満になると、酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りを招く。
そのため、ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、１０〜４０ｋＪ／ｍ2とする。好ましくは２０ｋＪ／ｍ2以上である。また、好ましくは３５ｋＪ／ｍ2以下である。より好ましくは３３ｋＪ／ｍ2以下、よりさらに好ましくは３２ｋＪ／ｍ2以下である。
さらに、特に、Ｓｉ含有量が０．３０％以上になると、熱延板焼鈍によって生成する酸化スケールが厚くなって、脱スケール性が低下する。このため、Ｓｉ含有量が０．３０％以上の場合には、ショットブラスト処理における衝突エネルギーを３０ｋＪ／ｍ2以上とすることがより好適である。
熱延板焼鈍の際に生成した酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂を付与して、酸化スケールを効果的に除去するため、酸洗の前に、熱延焼鈍鋼板にショットブラスト処理を施す。
ここで、衝突エネルギーが４０ｋＪ／ｍ2を超えると、ショットブラストの衝突エネルギーに耐えられず、カウンター応力が最大となる表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置における結晶粒界上において、微小な亀裂が多数発生する。当該亀裂は、表面から数１０〜１００μｍ程度までの深さ位置に発生するため、特に表面から深い位置で発生した亀裂については、その後の酸洗によっても除去しきれずに残存する。そして、残存した亀裂は、その後の冷間圧延によるせん断応力によって粒界上を進展し、この進展した亀裂が、最終製品となる冷延鋼板にも残存して、多数のゴールドダスト疵を発生させる。また、ショットブラスト痕残りを招くおそれもある。
一方、衝突エネルギーが１０ｋＪ／ｍ2未満になると、酸洗で十分な脱スケール効果が得られず、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りを招く。
そのため、ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、１０〜４０ｋＪ／ｍ2とする。好ましくは２０ｋＪ／ｍ2以上である。また、好ましくは３５ｋＪ／ｍ2以下である。より好ましくは３３ｋＪ／ｍ2以下、よりさらに好ましくは３２ｋＪ／ｍ2以下である。
さらに、特に、Ｓｉ含有量が０．３０％以上になると、熱延板焼鈍によって生成する酸化スケールが厚くなって、脱スケール性が低下する。このため、Ｓｉ含有量が０．３０％以上の場合には、ショットブラスト処理における衝突エネルギーを３０ｋＪ／ｍ2以上とすることがより好適である。
ここで、ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、次式（１）により定義される。
［衝突エネルギー（ｋＪ／ｍ2）］＝（１／２×Ａ×Ｂ２）／１０００ ・・・（１）
Ａ：ショットブラスト粒の投射密度［ｋｇ／ｍ2］
Ｂ：ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度［ｍ／ｓ］
［衝突エネルギー（ｋＪ／ｍ2）］＝（１／２×Ａ×Ｂ２）／１０００ ・・・（１）
Ａ：ショットブラスト粒の投射密度［ｋｇ／ｍ2］
Ｂ：ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度［ｍ／ｓ］
＜ショットブラスト粒の投射密度：２５〜４５ｋｇ／ｍ2＞
上述したとおり、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ショットブラスト処理の際の熱延焼鈍鋼板における粒界上での亀裂の発生を抑制するには、衝突エネルギーを適正な範囲に制御することが重要であり、この効果をより有利に得るには、ショットブラスト粒の投射密度：２５〜４５ｋｇ／ｍ2とすることが好適である。より好適には３０〜４０ｋｇ／ｍ2である。
上述したとおり、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ショットブラスト処理の際の熱延焼鈍鋼板における粒界上での亀裂の発生を抑制するには、衝突エネルギーを適正な範囲に制御することが重要であり、この効果をより有利に得るには、ショットブラスト粒の投射密度：２５〜４５ｋｇ／ｍ2とすることが好適である。より好適には３０〜４０ｋｇ／ｍ2である。
＜ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度：２０〜４５ｍ／ｓ＞
上述したとおり、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ショットブラスト処理の際の熱延焼鈍鋼板における粒界上での亀裂の発生を抑制するには、衝突エネルギーを適正な範囲に制御することが重要であり、この効果をより有利に得るには、ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度：２０〜４５ｍ／ｓとすることが好適である。より好適には２５〜４０ｍ／ｓである。
上述したとおり、ショットブラスト処理後の酸洗における酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りを回避しつつ、ショットブラスト処理の際の熱延焼鈍鋼板における粒界上での亀裂の発生を抑制するには、衝突エネルギーを適正な範囲に制御することが重要であり、この効果をより有利に得るには、ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度：２０〜４５ｍ／ｓとすることが好適である。より好適には２５〜４０ｍ／ｓである。
なお、ショットブラスト装置は一般的に用いられる装置を使用すればよい。
ただし、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離が近すぎると、単一のノズルでカバーできる投射面積が小さくなって、鋼板全域をカバーするために、必要なノズル数が増加する。その場合、装置の大型化および／または複雑化を招き、製造上、好ましくない。
一方、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離が遠くなり過ぎると、必要な衝突エネルギーおよび好適なショットブラスト粒の鋼板到達時の速度を得るために、ショットブラスト装置のノズルからの投射速度（初期速度）を大きくせざるを得ず、ショットブラスト装置の大型化が必要になる。また、各ノズルから投射されたショットブラスト粒間の干渉によって、ショットブラストの効果が低下するおそれもある。
そのため、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離は、２００〜１０００ｍｍの範囲とすることが好ましい。より好ましくは３００〜８００ｍｍである。
ただし、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離が近すぎると、単一のノズルでカバーできる投射面積が小さくなって、鋼板全域をカバーするために、必要なノズル数が増加する。その場合、装置の大型化および／または複雑化を招き、製造上、好ましくない。
一方、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離が遠くなり過ぎると、必要な衝突エネルギーおよび好適なショットブラスト粒の鋼板到達時の速度を得るために、ショットブラスト装置のノズルからの投射速度（初期速度）を大きくせざるを得ず、ショットブラスト装置の大型化が必要になる。また、各ノズルから投射されたショットブラスト粒間の干渉によって、ショットブラストの効果が低下するおそれもある。
そのため、ショットブラスト装置のノズル先端から被処理材である鋼板までの距離は、２００〜１０００ｍｍの範囲とすることが好ましい。より好ましくは３００〜８００ｍｍである。
＜ショットブラスト粒の平均粒径：０．２〜１．０ｍｍ＞
ショットブラスト処理に用いるショットブラスト粒の平均粒径が０．２ｍｍ未満の場合、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが小さくなって、酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂が導入されず、ショットブラスト処理後の酸洗における脱スケールが困難となる。一方、ショットブラスト粒の平均粒径が１．０ｍｍを超えると、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが過度に大きくなって、ゴールドダスト疵が発生する。また、投射されるショットブラスト粒の数が少なくなるので、被処理材である鋼板へのショットブラスト粒の当たりが不均一となって、最終製品の冷延鋼板において光沢ムラが発生するおそれもある。
そのため、ショットブラスト粒の平均粒径は０．２〜１．０ｍｍとする。好ましくは０．３〜０．６ｍｍである。
ここで、ショットブラスト粒の平均粒径は、質量平均粒子径（メディアン径と呼ばれる場合もある）を意味し、具体的には以下の手法で求めることができる。
まず、ＪＩＳ Ｚ ８８０１に準拠した、公称目開き：２０００μｍ、１７００μｍ、１４００μｍ、１１８０μｍ、１０００μｍ、８５０μｍ、７１０μｍ、６００μｍ、５００μｍ、４２５μｍ、３５５μｍ、３００μｍ、２５０μｍ、２１２μｍ、１８０μｍ、１５０μｍ、１２５μｍ、１０６μｍ、９０μｍ、７５μｍ、６３μｍおよび５３μｍのふるいを用いて、ショットブラスト粒について公称目開きの大きいふるいから順に振とうさせるふるい分級を行って、各公称目開きのふるいにおける網上残留量の累積量（以下、累積残留量ともいう）を測定する。
ついで、得られた公称目開きごとの累積残留量を公称目開きに対してプロットし、内挿により、累積残留量が５０質量％（ここでいう質量％は、ふるい分級を行ったショットブラスト粒の全質量に対するものである）となる公称目開きを求め、これを質量平均粒子径とする。
ショットブラスト処理に用いるショットブラスト粒の平均粒径が０．２ｍｍ未満の場合、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが小さくなって、酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂が導入されず、ショットブラスト処理後の酸洗における脱スケールが困難となる。一方、ショットブラスト粒の平均粒径が１．０ｍｍを超えると、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが過度に大きくなって、ゴールドダスト疵が発生する。また、投射されるショットブラスト粒の数が少なくなるので、被処理材である鋼板へのショットブラスト粒の当たりが不均一となって、最終製品の冷延鋼板において光沢ムラが発生するおそれもある。
そのため、ショットブラスト粒の平均粒径は０．２〜１．０ｍｍとする。好ましくは０．３〜０．６ｍｍである。
ここで、ショットブラスト粒の平均粒径は、質量平均粒子径（メディアン径と呼ばれる場合もある）を意味し、具体的には以下の手法で求めることができる。
まず、ＪＩＳ Ｚ ８８０１に準拠した、公称目開き：２０００μｍ、１７００μｍ、１４００μｍ、１１８０μｍ、１０００μｍ、８５０μｍ、７１０μｍ、６００μｍ、５００μｍ、４２５μｍ、３５５μｍ、３００μｍ、２５０μｍ、２１２μｍ、１８０μｍ、１５０μｍ、１２５μｍ、１０６μｍ、９０μｍ、７５μｍ、６３μｍおよび５３μｍのふるいを用いて、ショットブラスト粒について公称目開きの大きいふるいから順に振とうさせるふるい分級を行って、各公称目開きのふるいにおける網上残留量の累積量（以下、累積残留量ともいう）を測定する。
ついで、得られた公称目開きごとの累積残留量を公称目開きに対してプロットし、内挿により、累積残留量が５０質量％（ここでいう質量％は、ふるい分級を行ったショットブラスト粒の全質量に対するものである）となる公称目開きを求め、これを質量平均粒子径とする。
また、種々の公称目開きを有するふるいを用いて振とうさせた際に、以下の条件１または２を満足するショットブラスト粒を用いることがより好ましい。
条件１：
ａ．公称目開き：７１０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量（ふるい上の残留量）が０質量％（なお、ここでいう質量％は、ふるいにかけたショットブラスト粒の全質量に対するものであり、ｂ〜ｆについても同様である）
ｂ．ａのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：６００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｃ．ｂのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が４０質量％以下
ｄ．ｃのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：４２５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が３０質量％以上
ｅ．ｄのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３５５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量と、上記ａ〜ｄの網上残留量との合計量が、９０質量％以上
ｆ．ｅのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３００μｍのふるいで振とうさせた際のふるい下のショットブラスト粒が５質量％以下
条件２
ａ．公称目開き：６３０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量（ふるい上の残留量）が０質量％（なお、ここでいう質量％は、ふるいにかけたショットブラスト粒の全質量に対するものであり、ｂ〜ｇについても同様である）
ｂ．ａのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５６０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｃ．ｂのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が４０質量％以下
ｄ．ｃのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：４００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が３０質量％以上
ｅ．ｄのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３１５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量と、上記ａ〜ｄの網上残留量との合計量が、７０質量％以上
ｆ．ｅのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：２００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｇ．ｆのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：１８０μｍのふるいで振とうさせた際のふるい下のショットブラスト粒が５質量％未満
条件１：
ａ．公称目開き：７１０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量（ふるい上の残留量）が０質量％（なお、ここでいう質量％は、ふるいにかけたショットブラスト粒の全質量に対するものであり、ｂ〜ｆについても同様である）
ｂ．ａのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：６００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｃ．ｂのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が４０質量％以下
ｄ．ｃのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：４２５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が３０質量％以上
ｅ．ｄのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３５５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量と、上記ａ〜ｄの網上残留量との合計量が、９０質量％以上
ｆ．ｅのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３００μｍのふるいで振とうさせた際のふるい下のショットブラスト粒が５質量％以下
条件２
ａ．公称目開き：６３０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量（ふるい上の残留量）が０質量％（なお、ここでいう質量％は、ふるいにかけたショットブラスト粒の全質量に対するものであり、ｂ〜ｇについても同様である）
ｂ．ａのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５６０μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｃ．ｂのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：５００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が４０質量％以下
ｄ．ｃのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：４００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が３０質量％以上
ｅ．ｄのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：３１５μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量と、上記ａ〜ｄの網上残留量との合計量が、７０質量％以上
ｆ．ｅのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：２００μｍのふるいで振とうさせた際の網上残留量が２０質量％以下
ｇ．ｆのふるい下のショットブラスト粒を公称目開き：１８０μｍのふるいで振とうさせた際のふるい下のショットブラスト粒が５質量％未満
＜ショットブラスト粒の硬度：ビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０＞
また、ショットブラスト粒の硬度はビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とすることが好適である。ここで、ショットブラスト粒の硬度がビッカース硬さでＨＶ３５０未満になると、酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂が導入されず、ショットブラスト処理後の酸洗における脱スケールが困難となる。一方、ショットブラスト粒の硬度がビッカース硬さでＨＶ５５０を超えると、熱延焼鈍鋼板において粒界上の亀裂の発生を招く。
このため、ショットブラスト粒の硬度はビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする。好ましくはＨＶ３８０〜５２０である。
また、ショットブラスト粒の硬度はビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とすることが好適である。ここで、ショットブラスト粒の硬度がビッカース硬さでＨＶ３５０未満になると、酸化スケールに十分なひずみおよび／または亀裂が導入されず、ショットブラスト処理後の酸洗における脱スケールが困難となる。一方、ショットブラスト粒の硬度がビッカース硬さでＨＶ５５０を超えると、熱延焼鈍鋼板において粒界上の亀裂の発生を招く。
このため、ショットブラスト粒の硬度はビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする。好ましくはＨＶ３８０〜５２０である。
上記のショットブラスト処理を施したのち、熱延焼鈍鋼板に酸洗を施して、熱延焼鈍・酸洗鋼板とする。
ここで、酸洗手法について特に限定されず、酸浸漬法や電解酸洗法といった常法の酸洗手法に従えばよい。
なお、酸洗の一例としては、硫酸水溶液への浸漬と硝弗酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法がある。また、硫酸水溶液への浸漬と硝酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法や塩酸水溶液への浸漬と硝酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法を用いてもよい。
ここで、酸洗手法について特に限定されず、酸浸漬法や電解酸洗法といった常法の酸洗手法に従えばよい。
なお、酸洗の一例としては、硫酸水溶液への浸漬と硝弗酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法がある。また、硫酸水溶液への浸漬と硝酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法や塩酸水溶液への浸漬と硝酸水溶液への浸漬とを組み合わせて行う手法を用いてもよい。
かくして得られた熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す。
ここで、冷間圧延条件については常法に従えばよいが、伸び性、曲げ性および形状矯正等の観点から、圧下率は５０％以上とすることが好ましい。
また、冷延板焼鈍についても常法に従えばよいが、ＪＩＳ Ｇ ０２０３で規定される表面仕上げであるＮｏ.２ＢまたはＮｏ．２Ｄ仕上げの場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から、加熱温度を８００〜９５０℃とし、また、該加熱温度での保持時間を５〜３００秒とすることが好ましい。さらに、加工性の観点からは、加熱温度はオーステナイト変態点以下の温度とすることがより好ましい。
なお、オーステナイト変態点は以下の手法により求めることができる。
まず、所定の成分組成を有する冷間圧延ままの鋼板を、種々の熱処理温度に加熱して当該熱処理温度で１８０秒保持し、その後、水冷する熱処理を行う。ついで、熱処理後の鋼板から、断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施してから、倍率：１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、金属組織の形態からマルテンサイト相（オーステナイト相が水冷中に変態して生成する）とフェライト相とを区別する。そして、マルテンサイト相が認められた熱処理後の鋼板の熱処理温度のうち、最も低いものをオーステナイト変態点とする。
さらに、より光沢を求めるため、冷延板焼鈍として光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）を行ってもよい。光輝焼鈍を行う場合には、焼鈍雰囲気を還元雰囲気となるＨ2またはＨ2とＮ2の混合雰囲気（例えば７５体積％Ｈ2−２５体積％Ｎ2）とし、加熱温度を８００〜９５０℃とし、また、該加熱温度での保持時間を５〜３００秒とすることが好ましい。光輝焼鈍を行った鋼板では、高い光沢度が得られる。
なお、上記の冷間圧延および冷延板焼鈍を、それぞれ２回以上繰り返してもよい。
ここで、冷間圧延条件については常法に従えばよいが、伸び性、曲げ性および形状矯正等の観点から、圧下率は５０％以上とすることが好ましい。
また、冷延板焼鈍についても常法に従えばよいが、ＪＩＳ Ｇ ０２０３で規定される表面仕上げであるＮｏ.２ＢまたはＮｏ．２Ｄ仕上げの場合、良好な機械的性質を得ることおよび酸洗性の面から、加熱温度を８００〜９５０℃とし、また、該加熱温度での保持時間を５〜３００秒とすることが好ましい。さらに、加工性の観点からは、加熱温度はオーステナイト変態点以下の温度とすることがより好ましい。
なお、オーステナイト変態点は以下の手法により求めることができる。
まず、所定の成分組成を有する冷間圧延ままの鋼板を、種々の熱処理温度に加熱して当該熱処理温度で１８０秒保持し、その後、水冷する熱処理を行う。ついで、熱処理後の鋼板から、断面観察用の試験片を作製し、ピクリン酸飽和塩酸溶液によるエッチング処理を施してから、倍率：１００倍で光学顕微鏡による観察を行い、金属組織の形態からマルテンサイト相（オーステナイト相が水冷中に変態して生成する）とフェライト相とを区別する。そして、マルテンサイト相が認められた熱処理後の鋼板の熱処理温度のうち、最も低いものをオーステナイト変態点とする。
さらに、より光沢を求めるため、冷延板焼鈍として光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）を行ってもよい。光輝焼鈍を行う場合には、焼鈍雰囲気を還元雰囲気となるＨ2またはＨ2とＮ2の混合雰囲気（例えば７５体積％Ｈ2−２５体積％Ｎ2）とし、加熱温度を８００〜９５０℃とし、また、該加熱温度での保持時間を５〜３００秒とすることが好ましい。光輝焼鈍を行った鋼板では、高い光沢度が得られる。
なお、上記の冷間圧延および冷延板焼鈍を、それぞれ２回以上繰り返してもよい。
また、冷延板焼鈍後、必要に応じて、酸洗および調質圧延を行ってもよい。
ここで、酸洗手法および調質圧延条件について特に限定されず、常法に従えばよい。なお、光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）の場合には、表面に酸化スケールが生じないので、基本的に冷延板焼鈍後の酸洗は不要である。
さらに、表面性状を一層向上させる観点から、冷延板焼鈍後にさらに研削や研磨などを施してもよい。
ここで、酸洗手法および調質圧延条件について特に限定されず、常法に従えばよい。なお、光輝焼鈍（ＢＡ焼鈍）の場合には、表面に酸化スケールが生じないので、基本的に冷延板焼鈍後の酸洗は不要である。
さらに、表面性状を一層向上させる観点から、冷延板焼鈍後にさらに研削や研磨などを施してもよい。
上記の製造方法により、十分な耐食性を有するとともに、ゴールドダスト疵を十分に抑制した良好な表面美麗性を有する、フェライト系ステンレス冷延鋼板、特には、表面剥離試験を行った際に生じる表面剥離欠陥が、１００ｃｍ2あたり５箇所以下である、フェライト系ステンレス冷延鋼板が得られる。
表１に示す成分成分（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の溶鋼をそれぞれ、容量：１５０ｔｏｎの転炉と真空酸素脱炭処理（ＶＯＤ）法を用いた精錬により溶製し、ついで、連続鋳造により幅：１０００ｍｍ、厚さ：２００ｍｍのスラブとした。
該スラブを１２００℃で１時間加熱した後、熱間圧延として、３段のスタンドからなるリバース式圧延機を用いた７パスの粗圧延と、７段のスタンドからなる一方向圧延機を用いた７パスからなる仕上げ圧延とを施し、約７５０℃で巻取処理を行って、板厚：約５．０ｍｍの熱延鋼板とした。
ついで、これらの熱延鋼板に、表２に示す条件で箱焼鈍法を用いた熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍鋼板の表面に、表２に示す条件でショットブラスト処理を施した。なお、熱延板焼鈍は、Ｎｏ．４以外については７５体積％Ｎ2−２５体積％Ｈ2の雰囲気中で行い、Ｎｏ．４については１００体積％Ｈ2雰囲気中で行った。
なお、ショットブラスト処理では、インペラ式のショットブラスト装置を使用した。当該装置を、被処理材となる鋼板の上方に、鋼板表面とショットブラスト装置のショットブラスト粒の投射ノズルの距離が５００ｍｍとなるように設置して、ショットブラスト処理を実施した。
また、ショットブラスト粒にはいずれも、硬度（分布）がＨＶ４００〜５００となるショットブラスト粒を用いた。また、Ｎｏ．１〜２、Ｎｏ．４〜７、Ｎｏ．１２〜１６、およびＮｏ．１９〜２０では、上記した条件１を満足するショットブラスト粒を、Ｎｏ．３、Ｎｏ．１０〜１１では、上記した条件２を満足するショットブラスト粒を使用した。
該スラブを１２００℃で１時間加熱した後、熱間圧延として、３段のスタンドからなるリバース式圧延機を用いた７パスの粗圧延と、７段のスタンドからなる一方向圧延機を用いた７パスからなる仕上げ圧延とを施し、約７５０℃で巻取処理を行って、板厚：約５．０ｍｍの熱延鋼板とした。
ついで、これらの熱延鋼板に、表２に示す条件で箱焼鈍法を用いた熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍鋼板の表面に、表２に示す条件でショットブラスト処理を施した。なお、熱延板焼鈍は、Ｎｏ．４以外については７５体積％Ｎ2−２５体積％Ｈ2の雰囲気中で行い、Ｎｏ．４については１００体積％Ｈ2雰囲気中で行った。
なお、ショットブラスト処理では、インペラ式のショットブラスト装置を使用した。当該装置を、被処理材となる鋼板の上方に、鋼板表面とショットブラスト装置のショットブラスト粒の投射ノズルの距離が５００ｍｍとなるように設置して、ショットブラスト処理を実施した。
また、ショットブラスト粒にはいずれも、硬度（分布）がＨＶ４００〜５００となるショットブラスト粒を用いた。また、Ｎｏ．１〜２、Ｎｏ．４〜７、Ｎｏ．１２〜１６、およびＮｏ．１９〜２０では、上記した条件１を満足するショットブラスト粒を、Ｎｏ．３、Ｎｏ．１０〜１１では、上記した条件２を満足するショットブラスト粒を使用した。
上記のショットブラスト処理を施した後、熱延焼鈍鋼板に酸洗を施して脱スケールを行い、熱延焼鈍・酸洗鋼板とした。
ここで、酸洗は、２５質量％硫酸水溶液（温度：８０℃）中に１２０秒浸漬後、１０質量％硝酸および２質量％弗酸の混合酸水溶液（温度：６０℃）中に６０秒浸漬することにより行った。
得られた熱延焼鈍・酸洗鋼板を、板厚：１．０ｍｍに冷間圧延した後、８３０℃で６０秒間保持する冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍鋼板とした。ついで、この冷延焼鈍鋼板に、８０℃の１８質量％硫酸ナトリウム水溶液中において、電流密度４０Ｃ／ｄｍ2で電解酸洗を施して脱スケールを行い、冷延焼鈍・酸洗鋼板とした。
また、一部の熱延焼鈍・酸洗鋼板（Ｎｏ．１および５）については、板厚：１．０ｍｍに冷間圧延した後、冷延板焼鈍として、７５体積％Ｈ2−２５体積％Ｎ2の雰囲気中に８３０℃で６０秒保持する光輝焼鈍を行い、冷延焼鈍鋼板とした。
ここで、酸洗は、２５質量％硫酸水溶液（温度：８０℃）中に１２０秒浸漬後、１０質量％硝酸および２質量％弗酸の混合酸水溶液（温度：６０℃）中に６０秒浸漬することにより行った。
得られた熱延焼鈍・酸洗鋼板を、板厚：１．０ｍｍに冷間圧延した後、８３０℃で６０秒間保持する冷延板焼鈍を行い、冷延焼鈍鋼板とした。ついで、この冷延焼鈍鋼板に、８０℃の１８質量％硫酸ナトリウム水溶液中において、電流密度４０Ｃ／ｄｍ2で電解酸洗を施して脱スケールを行い、冷延焼鈍・酸洗鋼板とした。
また、一部の熱延焼鈍・酸洗鋼板（Ｎｏ．１および５）については、板厚：１．０ｍｍに冷間圧延した後、冷延板焼鈍として、７５体積％Ｈ2−２５体積％Ｎ2の雰囲気中に８３０℃で６０秒保持する光輝焼鈍を行い、冷延焼鈍鋼板とした。
かくして得られた鋼板について、以下の方法により、（１）表面外観の評価、（２）ゴールドダスト疵の評価、および（３）耐食性の評価を行った。評価結果を表２に併記する。
（１）表面外観の評価
得られた鋼板から、５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を任意の１０箇所から採取し、倍率：１０倍のルーペを用いて、目視により試験片の表面を観察して、酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りの有無を調査し、表面外観の評価を以下の基準で行った。
○（合格）：酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りの両方が認められない場合
×（不合格）：酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りのどちらか一方でも認められた場合
得られた鋼板から、５０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を任意の１０箇所から採取し、倍率：１０倍のルーペを用いて、目視により試験片の表面を観察して、酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りの有無を調査し、表面外観の評価を以下の基準で行った。
○（合格）：酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りの両方が認められない場合
×（不合格）：酸化スケール残りおよびショットブラスト痕残りのどちらか一方でも認められた場合
（２）ゴールドダスト疵の評価
得られた鋼板の表面に、粘着力：１．８０Ｎ／２０ｍｍのアクリル系粘着剤が塗布された幅：１００ｍｍ、長さ：２００ｍｍのポリエチレン製フィルム（日東電工株式会社製 金属板用表面保護材、ＳＰＶ−３６３）を、フィルム長手方向が鋼板の圧延方向に直角になるように貼付したうえで、（直ちに）当該フィルムをフィルム長手方向に剥がした。
そして、フィルムを剥がした部分の鋼板表面を、走査型電子顕微鏡により１００倍で２００視野観察し、観察された円相当直径で１０μｍ以上の表面剥離欠陥の箇所数をカウントした。ここでは、図１に示したような部分的な表面剥離欠陥も含めてカウントした。そして、表面剥離欠陥の箇所数と観察視野面積から、表面剥離欠陥の１００ｃｍ2あたりの箇所数を算出し、ゴールドダスト疵の評価を以下の基準で行った。
◎（合格、特に優れる）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの２箇所以下
○（合格）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの２箇所超５箇所以下
×（不合格）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの５箇所超
なお、参考のため、表面剥離試験でゴールドダスト疵が観察された電子顕微鏡写真の一例（Ｎｏ．１３および１６）を、図１および図２に示す。ただし、図１および図２はゴールドダスト疵の特徴を明示するために、倍率：１０００倍で撮影した電子顕微鏡写真である。
得られた鋼板の表面に、粘着力：１．８０Ｎ／２０ｍｍのアクリル系粘着剤が塗布された幅：１００ｍｍ、長さ：２００ｍｍのポリエチレン製フィルム（日東電工株式会社製 金属板用表面保護材、ＳＰＶ−３６３）を、フィルム長手方向が鋼板の圧延方向に直角になるように貼付したうえで、（直ちに）当該フィルムをフィルム長手方向に剥がした。
そして、フィルムを剥がした部分の鋼板表面を、走査型電子顕微鏡により１００倍で２００視野観察し、観察された円相当直径で１０μｍ以上の表面剥離欠陥の箇所数をカウントした。ここでは、図１に示したような部分的な表面剥離欠陥も含めてカウントした。そして、表面剥離欠陥の箇所数と観察視野面積から、表面剥離欠陥の１００ｃｍ2あたりの箇所数を算出し、ゴールドダスト疵の評価を以下の基準で行った。
◎（合格、特に優れる）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの２箇所以下
○（合格）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの２箇所超５箇所以下
×（不合格）：表面剥離欠陥が１００ｃｍ2あたりの５箇所超
なお、参考のため、表面剥離試験でゴールドダスト疵が観察された電子顕微鏡写真の一例（Ｎｏ．１３および１６）を、図１および図２に示す。ただし、図１および図２はゴールドダスト疵の特徴を明示するために、倍率：１０００倍で撮影した電子顕微鏡写真である。
（３）耐食性の評価
得られた鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした。その後、試験片の端面をシールし、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験に供した。
ここで、塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験後の試験片の表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片表面の全面積との比率から発錆面積率（（試験片表面の発錆面積／試験片表面の全面積）×１００（％））を算出した。そして、以下の基準により、耐食性を評価した。
○（合格）：発錆面積率が２５％以下
×（不合格）：発錆面積率が２５％超
得られた鋼板から、６０×１００ｍｍの試験片を採取し、表面を＃６００エメリーペーパーにより研磨仕上げした。その後、試験片の端面をシールし、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に規定される塩水噴霧サイクル試験に供した。
ここで、塩水噴霧サイクル試験は、塩水噴霧（３５℃、５質量％ＮａＣｌ、噴霧時間：２時間）→乾燥（６０℃、相対湿度４０％、保持時間：４時間）→湿潤（５０℃、相対湿度≧９５％、保持時間：２時間）を１サイクルとして、８サイクル行った。
塩水噴霧サイクル試験後の試験片の表面を写真撮影し、画像解析により試験片表面の発錆面積を測定し、試験片表面の全面積との比率から発錆面積率（（試験片表面の発錆面積／試験片表面の全面積）×１００（％））を算出した。そして、以下の基準により、耐食性を評価した。
○（合格）：発錆面積率が２５％以下
×（不合格）：発錆面積率が２５％超
表２より、発明例ではいずれも、表面外観が良好であり、かつ、ゴールドダスト疵の発生が十分に抑制されており、良好な表面美麗性が得られていた。また、耐食性も良好であった。
一方、比較例であるＮｏ．１２（鋼Ｂ１）では、Ｓｉ含有量が適正範囲を上回るため、熱間圧延時に過度に厚い酸化スケールが生成した。このため、熱延板焼鈍後の酸洗における脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
なお、ゴールドダスト疵の評価については、最終的に得られた鋼板の表面に多量の酸化スケール残りが生じていたため、評価することができなった。
なお、ゴールドダスト疵の評価については、最終的に得られた鋼板の表面に多量の酸化スケール残りが生じていたため、評価することができなった。
また、Ｎｏ．１３（鋼Ｂ１）では、Ｓｉ含有量が適正範囲を上回るため、熱延焼鈍鋼板の靭性が低下した。このため、当該熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。
Ｎｏ．１４（鋼Ｂ２）では、Ｃ含有量が適正範囲を上回るため、熱延板焼鈍時に多量の炭化物が析出して熱延焼鈍鋼板の靭性が低下した。このため、当該熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。
Ｎｏ．１５では、ショットブラストの衝突エネルギーが適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１６では、ショットブラストの衝突エネルギーが適正範囲を上回るため、熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。
Ｎｏ．１７では、ショットブラスト粒の平均粒径が適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１８では、ショットブラスト粒の平均粒径が適正範囲を上回るため、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが過度に大きくなって、ゴールドダスト疵が多数発生した。また、ショットブラスト粒の当たりが不均一となり、ショットブラスト粒が当たらなかった部分について熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じた。また、ショットブラスト痕も残存し、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１９では、熱延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を上回るため、熱延焼鈍鋼板の組織における結晶粒が粗大化して靭性が低下した。このため、当該熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。また、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．２０では、熱延板焼鈍の保持時間が適正範囲を上回るため、熱延板焼鈍時に酸化スケールが増大した。このため、熱延板焼鈍後の酸洗における脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１４（鋼Ｂ２）では、Ｃ含有量が適正範囲を上回るため、熱延板焼鈍時に多量の炭化物が析出して熱延焼鈍鋼板の靭性が低下した。このため、当該熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。
Ｎｏ．１５では、ショットブラストの衝突エネルギーが適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１６では、ショットブラストの衝突エネルギーが適正範囲を上回るため、熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。
Ｎｏ．１７では、ショットブラスト粒の平均粒径が適正範囲を下回るため、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１８では、ショットブラスト粒の平均粒径が適正範囲を上回るため、ショットブラスト粒が有する個々の衝突エネルギーが過度に大きくなって、ゴールドダスト疵が多数発生した。また、ショットブラスト粒の当たりが不均一となり、ショットブラスト粒が当たらなかった部分について熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じた。また、ショットブラスト痕も残存し、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．１９では、熱延板焼鈍の加熱温度が適正範囲を上回るため、熱延焼鈍鋼板の組織における結晶粒が粗大化して靭性が低下した。このため、当該熱延焼鈍鋼板がショットブラスト処理における衝突エネルギーに耐えられず、粒界上に微小な亀裂が多数生じて、多数のゴールドダスト疵が発生した。また、熱延板焼鈍後の酸洗での脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
Ｎｏ．２０では、熱延板焼鈍の保持時間が適正範囲を上回るため、熱延板焼鈍時に酸化スケールが増大した。このため、熱延板焼鈍後の酸洗における脱スケールが不十分となって、酸化スケール残りが生じ、良好な表面外観が得られなかった。
本発明のフェライト系ステンレス冷延鋼板は、高い表面美麗性を要求される用途、例えば厨房器具や食器への適用に特に好適である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．４５〜１．００％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１６．０〜１８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎ：０．０２５〜０．０８０％および
Ｎｉ：０．０５〜０．６０％
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を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に、熱延板焼鈍、ショットブラスト処理および酸洗をこの順で施して熱延焼鈍・酸洗鋼板とし、ついで、該熱延焼鈍・酸洗鋼板に、冷間圧延および冷延板焼鈍を施す、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法であって、
上記熱延板焼鈍における加熱温度を８００〜９００℃、保持時間を１〜２４時間とし、
上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーを１０〜４０ｋＪ／ｍ2とし、かつ、上記ショットブラスト処理で使用するショットブラスト粒の平均粒径を０．２〜１．０ｍｍ、硬度をビッカース硬さでＨＶ３５０〜５５０とする、フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
ここで、上記ショットブラスト処理における衝突エネルギーは、次式（１）により定義される。
［衝突エネルギー（ｋＪ／ｍ2）］＝（１／２×Ａ×Ｂ２）／１０００ ・・・（１）
Ａ：ショットブラスト粒の投射密度［ｋｇ／ｍ2］
Ｂ：ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度［ｍ／ｓ］ - 前記ショットブラスト粒の投射密度が２５〜４５ｋｇ／ｍ2、前記ショットブラスト粒の鋼板到達時の速度が２０〜４５ｍ／ｓである、請求項１に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法によって製造される、フェライト系ステンレス冷延鋼板。
- 表面剥離試験を行った際に生じる表面剥離欠陥が、１００ｃｍ2あたり５箇所以下である、請求項３に記載のフェライト系ステンレス冷延鋼板。
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