JPH0366370B2

JPH0366370B2 -

Info

Publication number: JPH0366370B2
Application number: JP60028955A
Authority: JP
Inventors: Tetsuo Takeshita; Jiro Harase; Kuniteru Oota; Shigehiro Yamaguchi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-02-16
Filing date: 1985-02-16
Publication date: 1991-10-17
Also published as: JPS61190022A

Description

【発明の詳細な説明】

〈産業上の利用分野〉本発明は、加工性のすぐれたフエライト系ステ
ンレス薄鋼板の製造法、特に製造工程を簡略化し
うる加工性のすぐれたフエライト系ステンレス薄
鋼板の製造法に関するものである。〈従来の技術〉従来、フエライト系ステンレス鋼の製造法は、
素材を熱間圧延して熱延鋼帯とし、次にバツチ焼
鈍炉で800〜850℃まで昇温、保持及び冷却等数日
間にわたる熱延板焼鈍処理を施した後、１回の冷
間圧延又は中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧
延を行つた後、最終焼鈍を施して製品とされてい
る。以上の様な従来の製造法においては、冷間圧延
前に行う焼鈍処理に長時間を要するために生産性
が悪く、従つて製造コストが高くなるという欠点
があつた。上記の欠点を除くために、従来例えば特公昭49
−17932号公報では、熱間圧延後、直ちに冷却し
て600℃以下で捲取り、熱延板焼鈍することなく
冷間圧延し、最終焼鈍を施して、リジング特性の
良いフエライト系ステンレス鋼を製造できること
を示している。しかし熱延捲取温度を600℃以下
とすると、リジング特性は向上するが、深絞り特
性は悪くかつ降伏応力も高くなる等の問題を生ず
る。また特公昭58−32217号公報では、熱延捲取
温度を850〜950℃の高温にすることにより、降伏
応力や全伸び及び深絞り性が、従来のバツチ焼鈍
工程材と同程度となることを示している。しかし
この方法ではリジング特性が劣化する欠点を有し
ている。〈発明が解決すべき問題点〉本発明は従来技術の低い生産性を改善するとと
もに、機械的性質、深絞り性及びリジング特性の
すぐれたフエライト系ステンレス鋼の製造方法を
提供することを目的とするものである。〈問題点を解決するための手段〉本発明は上記問題点を解決するため熱間圧延工
程の圧延条件を特定したもので、その骨子はフエ
ライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、酸洗し、冷
間圧延し最終焼鈍して所望の成品板厚の鋼板を製
造するに際し、上記熱間圧延工程の粗熱延終了板
厚t_Bと仕上熱延終了板厚t_Hとより熱延圧下対数歪
ε_H（＝logt_H／t_B）を求めかつ前記仕上熱延終了板
厚t_Hと上記冷間圧延工程の冷延終了板厚t_Cとより
冷延圧下対数歪ε_C（＝logt_C／t_H）を求めて、両圧
下対数歪の比ｋ：ε_H／ε_Cを１以上３以下の範囲に
定め、該圧下対数歪比ｋの範囲内で熱間圧延を終
了せしめることである。特にフエライト系ステンレス鋼を熱間圧延後引
き続き酸洗し、冷間圧延し、最終焼鈍するか、あ
るいは熱間圧延後、800〜1000℃の温度範囲で10
分間以内の連続焼鈍して酸洗し冷間圧延して最終
焼鈍する製造法において、本発明の効果は明確と
なる。尚、この発明の方法では、通常10〜30％のCr、
0.1％までのＣ、１％までのSi、１％までのMnを
含むフエライト系ステンレス鋼を対象とするが、
必要に応じてAl、Ti、Zr、Ｂ、Nb等の合金元素
を含有してもよい。特に、対象材にAlを添加す
る場合は、一層好ましい結果が得られる。 Alは、フエライト系ステンレス鋼の深絞り性
を向上させ、また降伏応力を低下せしめる等機械
的性質も向上させる有用な元素であり、その効果
は0.06％以上で充分であり、その上限は上記の材
質向上効果の減少、リジング特性の劣化、経済的
理由等により、0.5％以下とする。また、Alの材
質向上効果を、一部他の窒化物形成元素、例えば
Ti、Ｂ、Nb、Ｖ、Zrの元素に置換することがで
き、それだけAl添加量を少なくすることができ
る。即ち下記の合金元素の内１種又は２種以上の
合金元素を添加することで、Al添加量の下限を
0.04％にまで低減できる。記Ｂ： 0.0002〜0.005重量％ Ti ： 0.005〜0.4 〃 Nb ： 0.005〜0.4 〃Ｖ： 0.005〜0.4 〃 Zr ： 0.005〜0.4 〃本発明に従つてフエライト系ステンレス鋼板を
製造すれば、冷延前の熱延板焼鈍工程を省略ある
いは焼鈍時間を短縮しても、従来法と同等若しく
はそれ以上の加工性を有する製品が得られかつ生
産能率の向上により製造コストも低くできる。以下に本発明の特徴を更に説明する。一般にα系ステンレス鋼は普通鋼の様に完全変
態を起こさず、また動的再結晶も起こしにくい。
従つて、熱間圧延工程において、通常の粗圧延条
件では部分的に静的再結晶を起こし細粒化される
が、通常の仕上熱間圧延条件では再結晶は起こら
ずそのため結晶粒は展張されるのみである。即
ち、フエライト系ステンレス鋼板における仕上熱
間圧延は、普通鋼の仕上熱間圧延に比較して、単
に結晶粒を展張するという点において、より冷間
圧延的要素が大きいと言える。特に熱延板焼鈍工
程を省略した場合においては、その傾向が強い。
そこで本発明者らは、フエライト系ステンレス鋼
の仕上熱間圧延と冷間圧延の関係について詳細に
調べ、仕上熱間圧延と冷間圧延との間に最適圧下
配分があることを見い出し、更にこの最適圧下配
分を表わすパラメータとして前述のｋ値がよいこ
とも見い出した。今、粗熱間圧延終了板厚をt_Bと
し、仕上熱延終了板厚をt_Hとして仕上熱間圧延に
よる圧下歪ε_Hを対数歪表示すると、ε_H＝logt_H／t_B
と示される。同様に冷延終了板厚をt_Cとして冷間
圧延による圧下歪ε_Cを対数歪で示すとε_C＝logt_C／
t_Hとなる。このε_Hとε_Cの比をｋと置いた。ｋは下
式で表示される。ｋ＝ε_H／ε_C＝logt_H／t_B／logt_C／t_H 即ち本発明者らはt_B，t_H，t_Cを種々に変えた時
の成品板の加工特性を調べ、t_Cを固定した時、ｋ
値が１以上３以下となる様にt_B，t_Hを選ぶと、成
品板の加工特性が向上することを見い出した。そ
の結果の一例を第１図に示す。第１図はAlを0.14
重量％含有するSUS430鋼を、熱間圧延後引き続
きワークロール径150mmφの冷間圧延機で冷間圧
延して0.6mm厚の冷延板とし、最終焼鈍した時の
材質特性をｋ値に対して示した図である。また参考のため、通常のSUS430鋼を従来の製
造法、即ち熱間圧延（t_H＝3.8mm）後、840℃４時
間の箱焼鈍を行ない、冷間圧延（t_C＝0.6mm）し
て最終焼鈍する製造法に従つて製造した時の材質
レベルを図の欄外に矢印で示した。図より明らかな様に全伸び値と値はｋ値が１
以上３以下の領域で極大を示し、通常のSUS430
鋼と従来の製造法に従つて製造した時の値より高
くなつている。また降伏応力とリジング高さはｋ
値増加と共に減少し、従来法の材質レベルより良
好である。以上の様に熱延板焼鈍工程を省略して製造する
場合ｋ値により加工特性が変化する理由は、以下
の様に考えられる。ある製品板厚t_Cのフエライト系ステンレス鋼
板を製造する際にｋ値を変化させるということ
は、仕上熱間圧延と冷間圧延の圧下配分を変え
るため最終焼鈍前の歪蓄積量（転位密度）が変
化することになる。即ちｋ値が高い程、最終焼
鈍前の歪蓄積量が少なくなり、それだけ最終焼
鈍時の再結晶核生成サイトが減じ、最終焼鈍後
の再結晶粒径が大きくなる。これがｋ値が高い
程、降伏応力が低くなる理由と考えられる。ま
た、再結晶粒が大きいことは、全伸び値、値
の向上にも有利である。更にｋ値が変化すると、最終焼鈍時の再結晶
核生成サイトも変化する。一般に再結晶核生成
サイトは主として結晶粒界と粒内の変形帯が挙
げられ、結晶粒界からは｛111｝粒が、また変
形帯よりは｛110｝粒が主に再結晶すると考え
られている。前述した様にフエライト系ステン
レス鋼の場合、仕上熱間圧延時には再結晶が殆
んど生ぜず、結晶粒が単に展伸されるばかりで
あるために、粗熱間圧延終了時の粒界密度が同
程度ならばｋ値を変化させてもt_Cが同一の場合
には、冷延終了後の粒界密度はほぼ同一と考え
られる。これに対し粒内の変形帯は、ｋ値が大
きい程歪蓄積量は少ないために変形帯の密度は
小さくなる。即ちｋ値が大きい程粒界より再結
晶する｛111｝粒の発生頻度が高くなり、かつ
その粒径も大きくなる。従つてｋ値が大きい
程、値が高くなると考えられる。しかし、ｋ
値が極端に大きい場合（例えばｋ値が無限台数
（即ち冷延率０％）の様な場合）には、再結晶
に必要な歪量が不足するか、あるいは、粒界よ
り｛111｝粒が生ずるために必要な粒界近傍の
多重辷りが発生しにくくなる等の理由で、値
が低下すると考えられる。熱間圧延と冷間圧延では、摩擦係数や温度等
の相違により形成される集合組織が異なる。特
に熱間圧延ではロールによる剪断変形が大きく
｛110｝粒が多くなる。一般にフエライト系ステ
ンレス鋼は、完全変態が生じないために、熱間
圧延・冷間圧延により凝固組織が破壊されずに
展伸されて、板厚中心部に展伸された｛100｝
粒が多量に形成され、これによりリジングが生
ずると考えられている。ところが、本発明の様
にｋ値を大きくして仕上熱延率を大きくする
と、それだけ剪断変形の浸透度が増え、｛100｝
粒形成を少なくしこれに変つて｛110｝粒が増
えたりリジング特性が向上する。またｋ値を大
きくして冷延率を小さくすることもリジング特
性向上に大きく寄与する。値に対しても
｛100｝粒形成を少なくし｛110｝粒の形成を多
くした方がいくらか有利である。しかし値に
対し特に有利な｛111｝粒の発達には、熱間圧
延より冷間圧延の方が有利と考えられ、ｋ値を
更に大きくした場合冷延率が低下して｛111｝
粒があまり発達せず値は低下すると考えられ
る。更に集合組織に関して言えば、ｋ値を大きく
して仕上熱延終了板厚t_Hを小さくすることも、
冷延集合組織形成の点で値、リジングに有利
であると考えられる。従来より冷間圧延ロール
径を大きくすると値、リジングが向上するこ
とが知られているが、本発明の場合冷間圧延ロ
ール径が同一でも、ｋ値を大きくしてt_Hを小さ
くすることで、相対的にロール径を大きくした
のと同様の効果があると考えられる。即ちt_Hの
大小に拘らず同じパス数で冷間圧延する場合
（例えば連続冷間圧延機による冷間圧延など）
には、t_Hが小さい方が１パスあたりの圧下率が
少なくそれだけ冷間圧延ロールによる剪断変形
量が少なくなるという、冷間圧延ロール径の大
径化とよく似た効果を持つと思われる。以上の理由によりｋ値を１以上３以下にした時
に材質特性が良好な成品板が得られると考えられ
る。また、、の項で述べた様に冷延率はあ
る程度以上必要で、ε_Cは0.7以上であることが望
ましい。更に特開昭59−13026号公報に記載され
ている様に、粗熱間圧延工程でパス間時間を15秒
以上とする方法と本発明法を組み合わせれば、リ
ジング特性及び値が更に向上することは言うま
でもない。さて以上に述べたｋ値の効果は、すべて熱延板
焼鈍工程を省略した製造工程について述べたが熱
延板を800〜1000℃の温度範囲で10分間以内の連
続焼鈍する場合も基本的に前記、、の効果
は同じであり、更にｋ値を大きくしてε_Hを大きく
した方が熱延板での歪蓄積量が大きくなり、連続
焼鈍時の再結晶がそれだけ促進し成品板の加工性
が向上する。上記の連続焼鈍の場合と同様の理由により、従
来の箱焼鈍の熱延板焼鈍を実施しても、ｋ値の効
果は存在する。しかしながら、従来の熱延板焼鈍
（箱焼鈍）では、値や機械的性質のｋ値に対す
る依存性は小さくなる。第２図にその結果を示
す。第２図はAlを0.14重量％含有するSUS430鋼
を、熱間圧延後、840℃で４時間焼鈍し、ワーク
ロール径150mmの冷間圧延機で冷間圧延して0.6mm
厚の冷延板とし、最終焼鈍した時の材質特性を、
ｋ値に対して示した図である。第１図と比較して
ｋ値に対する値や機械的性質の依存性は小さく
なつているが、リジングに対しては明確な依存性
が認められる。この理由は以下の様に考えられ
る。一般にフエライト系ステンレス鋼は、普通鋼に
比べ変態速度が遅く熱間圧延時に生成したγ相は
完全にα相と炭化物に分解できずに熱延板中に残
留するかあるいはマルテンサイトとなる。これら
の旧γ相部は母相のα相に比較して固溶Ｃ，Ｎ量
が高く、かつ硬いためそのままで冷間圧延すると
冷延集合組織の発達を阻害して、成品板のリジン
グ特性を向上させるが、値や機械的性質を劣化
させる。ところが、従来法の様に長時間の熱延板
焼鈍を実施するとこの旧γ相部は完全にα相と炭
化物及び窒化物等に分解し、また十分に再結晶す
るため、値や機械的性質は十分に向上し、ｋ値
への依存性は小さくなると考えられる。しかし、
リジングの場合、旧γ相部による冷延集合組織の
発達を阻害する効果がなくなるため、全般に悪化
してｋ値依存性は明確になると考えられる。また第１図及び第２図ではAlを添加した
SUS430鋼の結果を示したが、Al無添加の場合に
も基本的に同様である。Alの添加効果は、(i)凝
固粒の粗大化、(ii)AlNの析出、(iii)γ相の分解速
度の上昇、(iv)γ相ループの縮少等による値、機
械的性質の向上及びリジング性の劣化が挙げら
れ、以上は基本的にｋ値の効果とは別のものであ
り、Alの添加無添加により各特性値がほぼ平行
移動すると考えられる。（実施例）以下に本発明の実施例を述べる。実施例１第１表に示した成分のフエライト系ステンレス
鋼を通常の溶製法に従つて溶製し、厚さ250mmの
スラブとし、これらのスラブを厚さ200mm、幅210
mm、長さ250mmに切出し1200℃に加熱後７パスの
粗熱間圧延と６パスの仕上熱間圧延を施して、熱
延板の温度が降下しない内（仕上熱間圧延後40秒
以内）に、700℃に保定した電気炉に熱延板を装
入し、40分間保持した後取り出して空冷した。これらの熱延板を酸洗後引き続きワークロール
径150mmの冷間圧延機で冷間圧延して0.4mm厚の冷
延板とし、875℃で30秒間焼鈍して成品板とした。
以上の製造工程における粗熱延終了板厚t_B、仕上
熱延終了板厚t_H、仕上熱延圧下率ε_H、冷延率ε_C及
びｋ値（＝ε_H／ε_C）等の製造実績を第２表に、成
品板の値、リジング、降伏応力、全伸び値を第
１図にｋ値に対して示す。尚、第２表中の仕上熱
延圧下率、冷延率は対数歪表示（下式）の絶対値
で示した。 ε_H＝logt_H／t_B、ε_C＝logt_C／t_H

【表】

【表】また、比較のため、従来の方法、即ち不純物程
度のAl（0.04wt％）しか含有していないSUS430
鋼を20mm厚から3.8mm厚まで仕上熱間圧延後、840
℃で４時間焼鈍して酸洗後、0.6mm厚まで冷間圧
延して850℃で30秒間焼鈍する製造法（ｋ＝0.90）
で得られる材質レベルを第１図の欄外に矢印で示
した。また、上記の熱延板を840℃で４時間焼鈍して
酸洗後、ワークロール径150mmの冷間圧延機で冷
間圧延して0.6mm厚の冷延板とし850℃で30秒間焼
鈍して成品板とした時のｋ値に対する材質特性を
第２図に示す。第１図より明らかな様にｋ値を１以上３以下と
した時、深絞り性、リジング特性、機械的性質は
良好で、従来法で得られる材質レベルよりも良好
である。また第２図より明らかな様に、従来の熱延板焼
鈍（箱焼鈍）を実施した場合、値、降伏応力、
全伸び値はｋ値に対し依存性は認められるがその
効果の程度は小さい。しかしリジング特性に対し
ては明確にその効果が認められる。実施例２第３表に示した成分のフエライト系ステンレス
鋼を通常の溶製法に従つて溶製し、厚さ250mmの
スラブとし、これらのスラブを1180℃に加熱後、
７パスの粗熱間圧延で21mm厚（t_B）の粗バーと
し、連続熱間圧延機で６パスの仕上熱間圧延を施
し、第４表に示す板厚（t_H）の熱延コイルとし
た。第４表に熱間圧延実績を示す。尚表中の仕上
圧下率（ε_H）は対数歪表示の絶対値（logt_B／t_H）
で示した。

【表】

【表】熱延以降は、大別して(i)熱間圧延後引き続き酸
洗して冷間圧延し、875℃で30秒間の最終焼鈍を
する製造法と(ii)熱間圧延後連続焼鈍炉で熱延板焼
鈍した後、酸洗し、冷間圧延して850℃で30秒間
の最終焼鈍をする製造法で成品板とした。(i)の製
造法で製造した実績を第５表に、(ii)の製造法で製
造した実績を第６表に示す。

【表】

【表】鋼種の熱延コイル，は２分割して、片方
の熱延コイルは熱延後引き続き酸洗し、ロール径
50mmのゼンジミア−冷間圧延機（以下Ｚミルとい
う）で0.4mm厚まで冷間圧延し875℃で30秒間焼鈍
して成品板とした。残りの熱延コイルは、連続焼
鈍炉で980℃まで加熱後２分間で800℃まで冷却し
800℃より水冷した後（以下連続焼鈍と略す）酸
洗しＺミルで0.4mm厚まで冷間圧延して850℃で30
秒間焼鈍し成品板とした。鋼種の熱延コイル，，，，もすべ
て２分割した。，，の片方の熱延コイルは
引き続き酸洗後Ｚミルで1.0mm厚まで冷間圧延し
875℃で30秒間焼鈍して成品板とした。また，
の残りの熱延コイルは引き続き酸洗後Ｚミルで
0.4mm厚まで冷間圧延し、875℃で30秒間焼鈍し
た。また、，の片方の熱延コイルは引き続き
酸洗後ロール径400mmの４重連続冷間圧延機（以
下Ｔミルという）で1.0mm厚まで冷間圧延し、引
き続きＺミルで0.4mm厚まで冷間圧延し875℃で30
秒間焼鈍して成品板とした。，，の残りの
熱延コイルは連続焼鈍を施した後酸洗し、Ｚミル
で0.4mm厚まで冷間圧延し850℃で30秒間焼鈍して
成品板とした。鋼種の熱延コイル，は、引き続き酸洗後
Ｔミルで1.0mm厚まで冷間圧延し引き続いてＺミ
ルで0.4mm厚まで冷間圧延して875℃で30秒間焼鈍
して成品板とした。鋼種の熱延コイル，は熱間圧延後引き続
き酸洗し、Ｚミルで0.4mm厚まで冷間圧延し、875
℃で30秒間焼鈍して成品板とした。尚、第５表、第６表中の冷延圧下率（ε_C）は対
数歪表示の絶対値で示した。またｋ値が１以上３
以下のものが本発明法であり、他は比較法であ
る。以上の様に製造した成品板の値、リジング、
降伏応力、全伸び値を調査し、熱延板焼鈍工程を
省略して製造した結果を第７表に、連続焼鈍炉で
熱延板焼鈍して製造した結果を第８表に示す。

【表】

【表】鋼種で、熱延板焼鈍工程を省略した場合（第
７表−，−）及び連続焼鈍で熱延板焼鈍
を実施した場合（第８表−，−）共に比
較法に比べ本発明法により製造した方が成品板の
加工特性は良好で、値は0.8以上を示し、通常
の平板用途を満足し、リジングも10μｍ程度と極
めて良好である。しかし降伏応力は熱延板焼鈍省
略材（−）ではやや高い。従つて鋼種で
は、連続焼鈍による熱延板焼鈍を実施する工程で
本発明法を用いれば平板用途材を製造できること
が十分期待される。尚、上記の例では本発明法に
よる方が、すべての加工特性が良好であるが、こ
れは比較法のｋ値が１以下であるからである。鋼
種で成品厚1.0mmの第７表−，−，
−では、本発明法の−は、ｋ値が１以下の
−に比較して値、リジング、降伏応力、全
伸び値はすべて良好であるが、ｋ値が３以上の
−と比較すると値、全伸び値が良好でリジン
グ、降伏応力は幾分高くなつている。 Alの添加効果は、熱延板焼鈍省略工程では第
７表の−，−と−，−、また連
続焼鈍による熱延板焼鈍を実施した場合には第８
表の−，−と−，−を比較すれ
ば明らかであり、Al添加により値、降伏応力
が大きく向上している。またAl添加材での本発
明の効果は、−と−及び−，−
と−を比較すれば明確である。特にAl添加
と本発明の効果を併せた−及び−では
値が1.2程度と高くかつリジングも15μｍ程度で深
絞り用途を十分満足している。また、冷延ロール径の差による効果も−，
−と−，−を比較すれば明確であ
り、ロール径の大きい連続冷間圧延機で冷間圧延
した−，−の方が値、リジングが向上
している。また大径ロール冷延材でも本発明の効
果は認められ、−材は深絞り用途を十分に満
足する。また、連続冷間圧延機を使用することに
より従来の単スタンドのゼンジミア−冷延機より
生産性が向上することは言うまでもない。鋼種（−，−）はAlとTiの複合添
加材であり、値はAl添加材（−，−）
より更に高くなる。この鋼種でも本発明の効果は
認められ、特に−材では値が1.4程度と高
く超深絞り用途材として期待できる。また鋼種の様な低Crのフエライト系ステン
レス鋼材でも熱間圧延の効果が認められる（−
，−）。（発明の効果）以上説明した様に、本発明の効果は所定の成品
板厚のフエライト系ステンレス鋼板を製造するに
際し、本発明で定義したｋ値を１以上３以下にす
ることで、深絞り性、リジング、及び機械的性質
を向上させることにある。この効果により従来数
日間かけて熱延コイルを昇温、保持、冷却させて
いた工程を省略あるいは時間短縮することが可能
であり、大幅な製造コストの低下が実施できる。更に、Alを添加したフエライト系ステンレス
鋼やAlとTi、Ｂ、Zr、Ｖ、Nbの内一種または二
種以上添加したフエライト系ステンレス鋼におい
て本発明の製造法に従つて製造すれば、深絞り用
鋼の製造も可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図はAlを0.14重量％含有するSUS430鋼を
粗熱延終了板厚（t_B）及び仕上熱延終了板厚
（t_H）を変化させた熱間圧延後引き続き酸洗して
ワークロール径150mmの冷間圧延機で冷間圧延し
て0.6mmの冷延板とし、875℃で30秒間焼鈍して成
品板とした時の成品板の材質特性を示す。また第
１図欄外の矢印は、Alを特に添加しない通常の
SUS430鋼を熱間圧延（t_B＝20mm、t_H＝3.8mm）後
840℃で４時間の箱焼鈍を施して酸洗後、ゼンジ
ミア−冷間圧延機で冷間圧延して0.6mm厚とし、
850℃で30秒間焼鈍する従来の製造法で製造した
時の材質レベルを示す。第２図はAlを0.14重量％
含有するSUS430鋼を粗熱延終了板厚（t_B）及び
仕上熱延終了板厚（t_H）を変化させた熱間圧延を
行なつた後、840℃で４時間焼鈍後酸洗し、次い
でワークロール径150mmの冷間圧延機で冷間圧延
して0.4mm厚の冷延板とし850℃で30秒間焼鈍した
時の、成品板の材質特性を示す。

Claims

【特許請求の範囲】１フエライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、酸
洗し、冷間圧延し、最終焼鈍して所望の成品板厚
の鋼板を製造するに際し、上記熱間圧延工程の粗
熱延終了板厚t_Bと仕上熱延終了板厚t_Hとより仕上
熱延圧下対数歪ε_H（＝logt_H／t_B）を求め、かつ前
記仕上熱延終了板厚t_Hと上記冷間圧延工程の冷延
終了板厚t_Cとより冷延圧下対数歪ε_C（＝logt_C／t_H）
を求めて、圧下対数歪の比ｋ：ε_H／ε_Cを１以上、
３以下の範囲に定め、該圧下対数歪比ｋの範囲内
で熱間圧延を終了することを特徴とする加工性の
優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法。２フエライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、熱
延板焼鈍することなく引き続き酸洗する特許請求
の範囲第１項記載の製造方法。３フエライト系ステンレス鋼を熱間圧延後、
800〜1000℃の温度範囲で10分間以内の連続焼鈍
を施して酸洗する特許請求の範囲第１項記載の製
造方法。４ Alを0.06〜0.5重量％含有するフエライト系
ステンレス鋼を用いることを特徴とする特許請求
の範囲第１項記載の製造方法。５ Alを0.04〜0.5重量％含有しかつ下記合金元
素の内、１種又は２種以上含むフエライト系ステ
ンレス鋼を用いることを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載の製造方法。記Ｂ： 0.0002〜0.005重量％ Ti ： 0.005〜0.4 〃 Nb ： 0.005〜0.4 〃Ｖ： 0.005〜0.4 〃 Zr ： 0.005〜0.4 〃