具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，则仅以“％”表示。

C：0.015～0.050％

C是对促进热轧时的奥氏体相的生成、抑制起皱的产生有效的元素。从得到这样的效果的观点考虑，C含量设定为0.015％以上。但是，C含量超过0.050％时，钢过度硬质化，延展性降低。另外，从碳化物与铁素体相的界面产生空隙，有可能诱发弯曲成形时的破裂。因此，C含量设定为0.015～0.050％的范围。C含量的下限优选为0.025％。另外，C含量的上限优选为0.045％。

Si：0.05～0.40％

Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。从得到这样的效果的观点考虑，Si含量设定为0.05％以上。但是，Si含量超过0.40％时，钢过度硬质化，在弯曲加工时发生以铁素体相为起点的破裂。因此，得不到期望的弯曲成形性。另外，Si是铁素体生成元素，因此，伴随着Si含量的增加，热轧时的奥氏体相的生成量降低。此外，Si还具有在热轧时促进铁素体相的回复的效果。因此，Si过多时，会助长通过热轧引入的轧制加工应变被回复消除的现象，由此，在下一工序热轧板退火时成为再结晶位点的应变减少。其结果是，热轧板退火时的铁素体相的再结晶所带来的晶团破坏效果减小，在弯曲成形部产生起皱而使表面品质受损。

因此，Si含量设定为0.05～0.40％的范围。Si含量的下限优选为0.10％、更优选为0.20％。Si含量的上限优选为0.35％、更优选为0.30％。

Mn：0.45～1.00％

Mn与C同样，是对促进热轧时的奥氏体相的生成、抑制起皱的产生有效的元素。从得到这样的效果的观点考虑，Mn含量设定为0.45％以上。另外，Mn含量低于0.45％时，热轧时的奥氏体相的生成量减少。因此，晶团的破坏效果变得不充分，在弯曲成形部产生起皱，使表面品质受损。另一方面，Mn含量超过1.00％时，钢硬质化，延展性降低。此外，耐腐蚀性也可能降低。

因此，Mn含量设定为0.45～1.00％的范围。Mn含量的下限优选为0.50％、更优选为0.55％。Mn含量的上限优选为0.90％、更优选为0.80％、进一步优选为0.70％。

P：0.040％以下

P是助长晶界偏析所引起的晶界破坏的元素。因此，P含量越少越优选，将上限设定为0.040％。优选为0.035％以下。更优选为0.030％以下。

S：0.008％以下

S与Mn结合而形成MnS。MnS诱发破裂的发生而使弯曲成形性降低。另外，MnS有时还会使耐腐蚀性降低。因此，S含量设定为0.008％以下。优选为0.006％以下。

Cr：15.5～18.0％

Cr是具有在钢板表面形成钝化覆膜而使耐腐蚀性提高的效果的元素。从得到这样的效果的观点考虑，Cr含量设定为15.5％以上。但是，Cr含量超过18.0％时，热轧时的奥氏体相的生成量减少，容易导致起皱的产生。

因此，Cr含量设定为15.5～18.0％的范围。Cr含量的下限优选为16.0％。Cr含量的上限优选为17.0％、更优选为16.5％。

Al：0.001～0.010％

Al与Si同样，是作为脱氧剂发挥作用的元素。从得到这样的效果的观点考虑，Al含量设定为0.001％以上。但是，Al含量超过0.010％时，作为夹杂物的Al₂O₃的生成量增加，容易导致表面品质的降低。

因此，Al含量设定为0.001～0.010％的范围。Al含量的上限优选为0.007％、更优选为0.005％。

N：0.010～0.080％

N与C和Mn同样，是对促进热轧时的奥氏体相的生成、抑制起皱的产生有效的元素。从得到这样的效果的观点考虑，N含量设定为0.010％以上。但是，N含量超过0.080％时，延展性大幅降低。另外，还有可能助长Cr氮化物的析出从而导致因敏化引起的耐腐蚀性的降低。

因此，N含量设定为0.010～0.080％的范围。N含量的下限优选为0.030％、更优选为0.040％。N含量的上限优选为0.070％、更优选为0.060％、进一步优选为0.050％。

以上，对基本成分进行了说明，但可以在上述的基本成分的基础上进一步含有Ca：0.0002～0.0020％。

Ca：0.0002～0.0020％

Ca是对防止因连续铸造时容易产生的夹杂物的晶析引起的喷嘴的堵塞有效的成分。另外，在含有Ca的情况下，轧制后也维持球状的CaS代替因轧制大幅伸长的MnS而大量地生成，因此，有助于弯曲成形性的提高。从得到这样的效果的观点考虑，Ca含量优选设定为0.0002％以上。但是，伴随着Ca含量的增加，作为钢中的夹杂物的CaO也增加。CaO过度增加时，有可能在弯曲成形时发生以CaO为起点的破裂。因此，Ca的含量优选设定为0.0020％以下。

因此，在含有Ca的情况下，其含量设定为0.0002～0.0020％的范围。Ca含量的下限更优选为0.0005％。Ca含量的上限更优选为0.0015％、进一步优选为0.0010％。

需要说明的是，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

接着，对钢中的夹杂物进行说明。

MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)：800-900×[％Si]以下([％Si]为钢的成分组成的Si含量(质量％))

如上所述，对钢板实施弯曲加工时，在铁素体相与MnS和MnO-SiO₂这样的夹杂物的界面产生空隙。而且，这些夹杂物的合计量增多时，这些空隙连结而容易发生破裂。特别是Si含量多的钢板，因钢的塑性变形能力的降低而发生钢板的硬质化，弯曲变形所需的应力增大，因此，在铁素体相与MnS和MnO-SiO₂这样的夹杂物的界面的空隙处产生较大的应力集中，破裂的发生被促进，结果，弯曲成形性降低。

因此，为了得到期望的弯曲成形性，将MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)利用与成分组成的Si含量的关系进行调整是极其重要的，因此，需要将MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)设定为800-900×[％Si]以下(即，满足A≤800-900×[％Si]…(1)的关系)。MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)优选为700-900×[％Si]以下，更优选为650-900×[％Si]以下。

需要说明的是，[％Si]为成分组成的Si含量(质量％)。

另外，从提高弯曲成形性的观点考虑，优选在满足上述(1)式的基础上将MnO-SiO₂的量设定为400体积ppm以下。

需要说明的是，MnS的量只要满足上述(1)式则没有特别限定，优选设定为400体积ppm以下。

在此，在钢中以夹杂物的形式存在的MnS量(体积ppm)如下求出。

即，使用10质量％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇溶液(AA溶液)对制造的不锈钢板实施电解。接着，使用网眼尺寸为0.2μm的过滤器采集提取残渣，使用所采集的提出残渣，通过ICP(高频电感耦合等离子体)发射光谱法对S量进行定量分析。将在此得到的S的质量百分率使用S的原子量(＝32)换算成摩尔百分率，假设生成与该S的摩尔百分率相应量的MnS(原子量87)，求出MnS的摩尔百分率。然后，将MnS的摩尔百分率换算成质量百分率，进而，由MnS的质量百分率使用MnS的密度(5.226g/cm³)和SUS430的密度(7.7g/cm³)换算成MnS的体积百分率(体积ppm)。

另外，在钢中以夹杂物的形式存在的MnO-SiO₂量如下求出。

即，通过溴-甲醇法对制造的不锈钢板实施溶解处理。接着，使用网眼尺寸为0.2μm的过滤器采集提取残渣，使用采集的提取残渣，通过ICP发射光谱法对Mn量和Si量进行定量分析。将在此得到的Mn和Si的质量百分率分别使用Mn和Si的原子量(Mn：55、Si：28)换算成摩尔百分率，假设生成与该Mn的质量百分率相应量的MnO(原子量：71)、并且生成与该Si的质量百分率相应量的SiO₂(原子量：60)，分别求出MnO和SiO₂的摩尔百分率。然后，将MnO和SiO₂的摩尔百分率分别换算成质量百分率。进而，由SiO₂的质量百分率通过下式：4.4-0.019×[SiO₂的质量百分率](质量％)算出MnO-SiO₂的密度(g/cm³)，使用所算出的MnO-SiO₂的密度和SUS430的密度(7.7g/cm³)，将MnO-SiO₂的质量百分率(＝[MnO的质量百分率]+[SiO₂的质量百分率])换算成MnO-SiO₂的体积百分率(体积ppm)。

然后，将以上述方式算出的MnS的体积百分率与MnO-SiO₂的体积百分率加在一起，由此得到MnS和MnO-SiO₂的合计量A。

需要说明的是，利用体积比率而非利用质量比率对MnS和MnO-SiO₂的合计量进行规定是基于如下理由。

即，大部分破裂是由于作为母相的铁素体相与MnS、MnO-SiO₂的界面处产生的空隙连结而发生的。MnS、MnO-SiO₂间的距离越近，则越会促进空隙的连结。在此，与质量比率相比，体积比率与MnS、MnO-SiO₂间的距离的相关性更高。因此，MnS和MnO-SiO₂的合计量利用体积比率而不是质量比率进行规定。

另外，上述(1)式中，将成分组成的Si含量以质量％单位来使用，并对MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)的范围进行规定，这是基于如下理由。

即，如上所述，作为母相的铁素体相的钢的塑性变形能力根据Si含量(质量％)而发生变化，因此认为，使用Si含量(质量％)来表示该钢的塑性变形能力对弯曲成形性的影响是适当的，另外，实际上，通过使用Si含量(质量％)对MnS和MnO-SiO₂的合计量A(体积ppm)进行调整，可以得到期望的弯曲成形性。

另外，本发明的铁素体系不锈钢板的组织是以铁素体相作为主体的组织，具体而言，是具有以相对于组织整体的体积率计为90％以上的铁素体相、且铁素体相以外的余量组织以相对于组织整体的体积率计为10％以下的组织。此外，也可以为铁素体单相。需要说明的是，作为余量组织，主要可列举马氏体相，不包含析出物和夹杂物的体积率。

在此，铁素体相的体积率通过如下方法求出：由不锈钢板制作断面观察用的试验片，实施利用苦味酸饱和盐酸溶液的蚀刻处理后，以100倍的倍率利用光学显微镜对10个视野进行观察，根据组织形状和蚀刻强度区分出马氏体相和铁素体相，然后，通过图像处理求出铁素体相的体积率，算出其平均值。

另外，本发明的铁素体系不锈钢板的板厚没有特别限定，设定为0.8mm以上时是有效的。特别是设定为1.0mm以上、更特别是设定为1.2mm以上、进一步特别是设定为1.5mm以上、更进一步特别是设定为2.0mm以上时是有效的。需要说明的是，板厚的上限为约5.0mm。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的优选制造方法进行说明。

首先，将包含上述成分组成的钢水通过利用基于转炉、电炉和真空熔化炉等的公知方法的一次精炼、以及利用真空氧脱碳处理法(以下也称为VOD法)的二次精炼进行熔炼，接着，通过连续铸造法制成钢原材(钢坯)。

在此，从降低钢中的夹杂物、特别是MnO-SiO₂从而使其满足上述(1)式的观点考虑，通过VOD法进行二次精炼、并且将炉渣碱度(CaO/SiO₂)调整并维持于1.5以上、进一步在二次精炼中以预定的条件进行鼓泡处理是重要的。需要说明的是，鼓泡处理是指如下处理：从精炼锅的底面吹入Ar(也有氮气的情况)等不活泼气体对钢水进行搅拌，并且使炉渣吸附于通过不活泼气体的吹入产生的不活泼气体的泡沫上，从而漂浮于钢水浴面上。

即，VOD法中，在真空下进行处理，因此，与氩-氧脱碳法(以下也称为AOD法)相比，钢水中的氧量被有效地降低，能够降低铸造时的MnO-SiO₂的生成量。

另外，特别是，通过将炉渣碱度(CaO/SiO₂)调整并维持于1.5以上、优选1.6以上，能够促进Si所引起的脱氧反应，结果，可降低钢水中的氧量，从而可降低铸造时的MnO-SiO₂的生成量。

但是，VOD法中，在真空下进行脱碳和成分调整后恢复至大气压，由于在真空下钢水剧烈沸腾，因此，成为在恢复至大气压后的钢水中悬浊有炉渣的状态。因此，在该状态下进行铸造时，通过二次精炼生成的炉渣和夹杂物仍会大量残留在钢水中，最终制品中的夹杂物的量增加，得不到期望的弯曲成形性。

为了避免上述现象，在恢复至大气压后，需要进行预定的条件、具体为流量：0.1～0.6Nm³/分钟(“Nm³”是指气体的标准状态(25℃、1个大气压)下的体积。另外，优选为0.3～0.5Nm³/分钟)、处理时间：5分钟以上(优选为10分钟以上)的鼓泡处理。

即，通过进行上述的鼓泡处理，使二次精炼时生成而悬浊于钢水中的夹杂物有效利用向泡沫的吸附效果和与钢水的比重差而漂浮于钢水上表面，在作为下一工序的连续铸造的中间包中，能够以炉渣的形式有效地分离、除去。

由此，最终制品板中存在的夹杂物、特别是MnO-SiO₂减少，能够防止弯曲成形时的破裂。

需要说明的是，为了防止鼓泡处理中的钢水成分的变化，优选使用Ar等不活泼气体作为鼓泡气体，为了防止鼓泡处理中的脱氮，更优选使用Ar与氮气的混合气体。

接着，将所得到的钢原材在1100～1250℃下加热1～24小时，或者直接对高温的钢坯进行加热，然后，对该钢原材实施热轧，制成热轧钢板。接着，对所得到的热轧钢板根据需要在800～900℃的温度下实施热轧板退火和酸洗。接着，对所得到的热轧钢板实施冷轧和冷轧板退火，制成冷轧钢板，进一步根据需要实施酸洗，制成最终制品板。

在此，从伸长率、弯曲性、冲压成形性和形状矫正的观点考虑，冷轧的压下率优选设定为50％以上。

另外，在作为JIS G 0203中规定的表面精加工的No.2B精加工的情况下，从得到良好的机械性质方面和酸洗性方面考虑，冷轧板退火优选在800～950℃的温度下进行，另外，从加工性的观点考虑，更优选设定为奥氏体相变点以下的温度。进而，为了进一步谋求光泽，可以进行光亮退火(BA退火)。

此外，可以将冷轧和冷轧板退火分别反复进行两次以上。

需要说明的是，关于上述以外的制造条件，根据常规方法即可。另外，从进一步改善表面性状的观点考虑，可以进一步实施磨削、研磨等。

[实施例]

实施例1

将表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水(150吨)分别通过利用转炉的一次精炼和表2所示条件下的利用VOD法的二次精炼进行熔炼。另外，在二次精炼中，完成炉渣碱度和成分的调整后，恢复至大气压，接着，使用Ar与氮气以体积比3：1混合而成的气体(流量：0.4Nm³/分钟)，在表2所示的条件下实施鼓泡处理。

接着，将钢水通过连续铸造法制成宽度1000mm、厚度200mm的钢坯，将所得到的钢坯在1150℃下加热1小时。然后，实施由粗轧和精轧构成的热轧，在700℃下卷取，得到板厚为5.0mm的热轧钢板。

通过箱式退火法对所得到的热轧钢板实施退火温度：830℃、保持时间：8小时的热轧板退火，然后，对表面实施喷丸处理和利用酸洗的脱氧化皮。酸洗通过在80℃的250g/l硫酸水溶液中浸渍40秒后进一步在60℃的20g/l氢氟酸-120g/l硝酸的混合水溶液中浸渍10秒来进行。

接着，对上述的热轧钢板实施冷轧、和利用连续退火炉的冷轧板退火(退火温度：830℃)，制成板厚为2.0mm的冷轧钢板，进一步对该冷轧钢板实施利用酸洗的脱氧化皮处理，得到成为最终制品板的铁素体系不锈钢板。酸洗通过在设为80℃的180g/l硫酸钠水溶液中以电流密度40C/dm²电解60秒来进行。

对于这样得到的铁素体系不锈钢板，通过上述的方法求出在钢中以夹杂物的形式存在的MnS量和MnO-SiO₂量、以及它们的合计量。将结果一并记载于表2中。

另外，通过上述的方法进行钢板组织的鉴定，结果，对于任一钢板而言，铁素体相以相对于组织整体的体积率计均为90％以上。

进而，通过以下的方法进行(1)弯曲成形性的评价、(2)弯曲部表面品质的评价和(3)耐腐蚀性的评价。将这些评价结果一并记载于表2中。

(1)弯曲成形性的评价

从成为最终制品板的铁素体系不锈钢板上，以轧制直角方向作为长度方向裁取30mm×200mm的试验片。对裁取的试验片赋予20％的拉伸应变后，实施180°密合弯曲。然后，目视确认在试验片的弯曲棱线部有无破裂，将能够在棱线部无破裂地良好地弯曲成形的情况评价为合格(○)，将在棱线部发生破裂的情况评价为不合格(×)。

(2)弯曲部表面品质的评价

依据JIS B 0601(2001)，在与棱线平行的方向和与棱线成直角的方向上测定上述(1)中实施180°密合弯曲后的试验片中的弯曲棱线部的起伏高度。

然后，将弯曲棱线部的起伏高度在与棱线平行的方向和与棱线成直角的方向上均为5.0μm以下的情况评价为合格(○)，将弯曲棱线部的起伏高度在与棱线平行的方向和与棱线成直角的方向中的任一方向上大于5.0μm的情况评价为不合格(×)。

其中，在(1)中观察到破裂的情况下，将表2的弯曲部的表面品质的评价一栏记为“—”。

(3)耐腐蚀性的评价

从成为最终制品板的铁素体系不锈钢板上，以轧制方向作为长度方向裁取60×100mm的试验片，将表面利用#600砂纸进行研磨抛光。然后，将试验片的端面密封，供于JISH 8502中规定的盐水喷雾循环试验。

在此，盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(35℃、5质量％NaCl、喷雾时间：2小时)→干燥(60℃、相对湿度40％、保持时间：4小时)→润湿(50℃、相对湿度≥95％、保持时间：2小时)作为一个循环，进行8个循环。

对盐水喷雾循环试验后的试验片的表面拍摄照片，通过图像解析测定试验片表面的生锈面积，由与试验片表面的总面积的比率算出生锈面积率((试验片表面的生锈面积/试验片表面的总面积)×100(％))。

然后，将算出的生锈面积率为25％以下的情况评价为合格(○)，将算出的生锈面积率大于25％的情况评价为不合格(×)。

发明例均得到了优良的弯曲成形性和弯曲部表面品质，并且耐腐蚀性也均优良。

另一方面，作为比较例的No.3、7和11中，鼓泡时间不充分，因此，二次精炼时生成的MnO-SiO₂没有以炉渣的形式被充分地分离、除去而残留在钢水中，最终制品板中的MnS和MnO-SiO₂的合计量超过适当范围，其结果是，未得到期望的弯曲成形性。

另外，作为比较例的No.4、8和12中，二次精炼中的炉渣碱度(CaO/SiO₂)低，因此，二次精炼时的脱氧变得不充分，钢水中的氧量升高，在铸造时生成大量的MnO-SiO₂，最终制品板中的MnS和MnO-SiO₂的合计量超过适当范围，其结果是，未得到期望的弯曲成形性。

此外，作为比较例的No.5、9和13中，鼓泡时间不充分，并且二次精炼中的炉渣碱度(CaO/SiO₂)也低，因此，最终制品板中的MnS和MnO-SiO₂的合计量仍然超过适当范围，其结果是，未得到期望的弯曲成形性。

实施例2

将表3所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水(150吨)通过利用转炉的一次精炼和将炉渣碱度(CaO/SiO₂)调整并维持于1.7的利用VOD法的二次精炼进行熔炼。另外，在二次精炼中，完成炉渣碱度和成分的调整后，恢复至大气压，接着，使用Ar与氮气以体积比3：1混合而成的气体(流量：0.4Nm³/分钟)，实施鼓泡处理(处理时间：10分钟)。

接着，将钢水通过连续铸造法制成宽度1000mm、厚度200mm的钢坯，将所得到的钢坯在1150℃下加热1小时。然后，实施由粗轧和精轧构成的热轧，在700℃下卷取，得到板厚为5.0mm的热轧钢板。(但是，对于表4的No.37，制成板厚为6.0mm的热轧钢板后，通过后述的方法制成板厚为4.0mm的冷轧钢板。)

通过箱式退火法对所得到的热轧钢板实施退火温度：830℃、保持时间：8小时的热轧板退火后，对表面实施喷丸处理和利用酸洗的脱氧化皮。酸洗通过在80℃的250g/l硫酸水溶液中浸渍40秒后进一步在60℃的20g/l氢氟酸-120g/l硝酸的混合水溶液中浸渍10秒来进行。

接着，对上述的热轧钢板实施冷轧、和利用连续退火炉的冷轧板退火(退火温度：830℃)，制成达到表4的板厚的冷轧钢板，进一步对该冷轧钢板实施利用酸洗的脱氧化皮处理，得到成为最终制品板的铁素体系不锈钢板。酸洗通过在设为80℃的180g/l硫酸钠水溶液中以电流密度40C/dm²电解60秒来进行。

对于这样得到的铁素体系不锈钢板，通过上述的方法求出在钢中以夹杂物的形式存在的MnS量和MnO-SiO₂量、以及它们的合计量。将结果一并记载于表4中。

另外，通过上述的方法进行钢板组织的鉴定，结果，对于任一钢板而言，铁素体相以相对于组织整体的体积率计均为90％以上。

进而，通过与实施例1同样的方法进行(1)弯曲成形性的评价、(2)弯曲部表面品质的评价和(3)耐腐蚀性的评价。将这些评价结果一并记载于表4中。

发明例均得到了优良的弯曲成形性和弯曲部表面品质，并且耐腐蚀性也均优良。

另一方面，作为比较例的No.38中，Si含量超过适当量，因此，铁素体相的塑性变形能力大幅降低，未得到期望的弯曲成形性。

另外，作为比较例的No.39中，Mn含量超过适当量，因此，未得到期望的耐腐蚀性。

此外，作为比较例的No.40中，S含量超过适当量，因此，MnS大量生成，最终制品板中的MnS和MnO-SiO₂的合计量超过适当范围，结果，未得到期望的弯曲成形性。另外，由于MnS大量生成，因此，未得到期望的耐腐蚀性。

此外，作为比较例的No.41中，Mn含量低于适当量，因此，在弯曲棱线部产生起皱，未得到良好的弯曲部表面品质。

产业上的可利用性

本发明的铁素体系不锈钢板应用于要求高的弯曲成形性和弯曲部的表面品质、进而要求耐腐蚀性的用途、例如对钢板端面部实施卷边加工的烹调器具或使用铆接接合的业务用厨房是特别有利的。