专利名称：：冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及冲裁加工性(punchingworkabi1ity)优良的铁素体系不锈钢板(ferriticstainlesssteelsheet)及其制造方法。
背景技术：
：铁素体系不锈钢板由于耐腐蚀性优良且容易加工，因此用于建筑材料(architecturalmaterial)、运输机械(transportmachine)、家电产品(electrichomea卯liance)、厨房器具(kitcheninstruments)等各种用途。为了制造这些构造体(structure)，将铁素体系不锈钢板切割为规定的形状，进而实施成形、接合等加工。铁素体系不锈钢板的切割广泛采用生产率高的剪切加工(shearingwork)。若进行剪切加工，则在铁素体系不锈钢板的截面产生毛剌(burr)。毛剌的高度高时，有如下问题等(a)在将切出的铁素体系不锈钢板输送至成形装置(例如冲压成形机等)时，毛剌成为障碍而产生问题；(b)焊接时，接合的铁素体系不锈钢板的毛剌部位产生缝隙，发生焊穿。毛剌不仅由于剪切加工而产生，而且还如图IB所示，由于冲裁加工而产生。因此，需要开发不产生毛剌的冲裁加工技术、剪切加工技术。在冲裁加工中，由于其切割面是通过剪切而产生的，因此冲裁加工与剪切加工本质上是相同的。即，由冲裁加工引起的毛剌的产生机制(generationmechanism)与由剪切加工引起的毛剌的产生机制是相同的。但是一直以来，以防止冲裁加工和剪切加工中的毛剌为目的的研究并不充分，因而正在进行通过改善钢板的成形性(formability)来抑制毛剌的研究。例如，日本特开平10-204588号公报公开了通过规定热轧钢板的成分和巻取温度来促进再结晶的技术。该技术通过降低C、P、S的含量来减少FeTiP、Ti4C2S2、TiC等析出物，从而改善成形性。但是在冲裁加工和剪切加工中，产生大的毛剌。日本特开2002-249857号公报公开了通过规定铁素体系不锈钢板的成分而使铁素体的晶粒粗大化的技术。该技术使铁素体晶粒粗大化(GSN5.58.0)，从而改善铁素体系不锈钢板的拉伸成形性(stretchformability)。但是在冲裁加工和剪切加工中容易产生大的毛剌。日本特开2002-12955号公报公开了通过一方面添加11、一方面抑制11021203的析出来改善冲压成形性的技术。但是在冲裁加工和剪切加工中，利用该技术的铁素体系不锈钢板也容易产生大的毛剌。本发明的目的在于，提供能够不产生毛剌地进行冲压加工、剪切加工的铁素体系不锈钢板及其制造方法。另外，以下将冲裁加工和剪切加工统称为冲裁加工。
发明内容本发明人对铁素体系不锈钢板的冲裁加工时产生毛剌的主要原因进行了专心研究。其结果是得到了下述见解3(A)若NbTi复合碳氮化物(complexcarbonitride)在铁素体系不锈钢板的铁素体晶粒的晶界(grainboundary)析出，则由冲裁加工引起的裂纹(crack)变得容易传播，能够防止毛剌；(B)若使根据铁素体系不锈钢板的ASTME112测定的平均铁素体结晶粒径(crystalgrainsize)为20ym以下，则能够使NbTi复合碳氮化物均匀地分散；(C)若使铁素体系不锈钢板的屈服比(yieldratio)为0.65以上，则抑制由冲裁加工引起的加工硬化(workhardening)而促进裂纹的传播，能够防止毛剌。本发明基于上述见解而完成。S卩，本发明是冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于，具有含有C:0.00300.012质量X、Si:0.13质量X以下、Mn:0.25质量X以下、P:0.04质量％以下、S:0.005质量X以下、A1:0.06质量X以下、N:0.00300.012质量％、0:20.523.5质量X、Cu:0.30.6质量X、Ni:0.5质量X以下、Nb:0.30.5质量X、Ti:0.050.15质量％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成；和铁素体结晶粒径为20iim以下、铁素体结晶晶界的NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量与Ti含量之比[Nb]/[Ti]在110的范围内的组织。另外，铁素体结晶粒径是通过ASTME112求出的ASTM公称粒径。并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板，其中，Nb:O.30.45质量X、Ti:0.050.12质量％。并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板，其中，还含有B:0.001质量X以下、Mo:0.1质量X以下、V:0.05质量X以下、Ca:0.01质量％以下。并且，本发明是冲压成形性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯以900°C以上的终轧温度(finishingtemperature)且400550°C的巻取温度(coilingtemperature)进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火(softeningannealing),进而实施酸洗，接着进行冷轧，对所得的冷轧钢板实施再结晶退火(recrystallizationannealing)，所述钢还具有如下组成含有C:0.00300.012质量X、Si:0.13质量X以下、Mn:0.25质量X以下、P:0.04质量X以下、S:0.005质量％以下、Al:0.06质量％以下、N:0.00300.012质量％、Cr:20.523.5质量％、Cu:0.30.6质量％、Ni:0.5质量％以下、Nb:0.30.5质量％、Ti:0.050.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，Nb:O.30.45质量X、Ti:0.050.12质量％。并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，还含有B:0.001质量X以下、Mo:0.1质量X以下、V:0.05质量X以下、Ca:0.01质量％以下。并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，钢坯加热温度为IOO(TC以下。根据本发明，能够制造能不产生在工业上成为问题的大的毛剌地进行冲裁加工的铁素体系不锈钢板。图1A、图1B是利用本发明中使用的冲裁装置的冲裁前(图1A)和冲裁后(图1B)4的冲裁装置的侧视图。图2是冲裁出10mm①的圆板后的冲孔的平面图和侧视图。具体实施例方式首先，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分的限定理由进行说明。如之前说明的那样，将冲裁加工和剪切加工统称为冲裁加工。C:0.00300.012质量％C是与后述的Cr结合而生成成为不锈钢对腐蚀敏感化的原因的Cr碳化物的元素。因此，通过添加Ti、Nb而以NbTi复合碳氮化物的形式固定C，并且使NbTi复合碳氮化物分散、析出，防止由冲裁加工产生的毛剌。若C含量小于0.0030质量％，则不能得到该效果。另一方面，若超过0.012质量％，则变得不能抑制Cr碳化物的生成，耐腐蚀性变差。并且，NbTi碳氮化物量增多，铁素体晶粒也延展而容易变得粗大化，因此容易产生毛剌。因此，使C在O.00300.012质量％的范围内。更优选为0.0040.010质量％。Si:O.13质量％以下Si是通过固溶硬化使铁素体系不锈钢板硬质化、使延展性变差的元素。若Si含量超过0.13质量％，则铁素体系不锈钢板的延展性显著变差。因此，使Si为0.13质量％以下。更优选为O.10质量％以下。Mn:O.25质量％以下Mn是使铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性变差的元素。若Mn含量超过0.25质量％，则除耐腐蚀性变差外，还与后述的S结合而容易生成微小的MnS。MnS在铁素体晶粒的晶界析出，通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展，使冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使Mn为0.25质量％以下。更优选为0.20质量％以下。P:O.04质量％以下P是通过固溶硬化使铁素体系不锈钢板硬质化、使韧性变差的元素。若P含量超过0.04质量％，则铁素体系不锈钢板的韧性显著变差。因此，使P为0.04质量X以下。更优选为0.03质量％以下。S:O.005质量％以下S与Mn或后述的Ti结合生成MnS、TiS，是阻碍铁素体晶粒的等轴晶化的元素。若S含量超过0.005质量％，则铁素体晶粒显著延展，因此冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使S为0.005质量％以下。更优选为0.003质量％以下。Al:O.06质量％以下Al在铁素体系不锈钢的熔炼阶段作为脱氧剂使用。为了得到该效果，优选A1含量为0.01质量％以上。若A1含量超过0.06质量X，则与N结合而容易生成A1N。A1N通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展，使冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使A1为0.06质量％以下。但是，若A1含量小于0.02质量X，则在熔炼阶段不能得到脱氧的效果。因此，A1优选为0.020.06质量％的范围内。更优选为0.020.045质量％。N:0.00300.012质量％N生成NbTi复合碳氮化物。通过使NbTi复合碳氮化物均匀地分散于铁素体系不锈钢板，由冲裁加工产生的裂纹变得容易传播，能够防止毛剌。若N含量小于0.0030质量％，5则不能生成足够量的NbTi复合碳氮化物。另一方面，若超过0.012质量％，则Cr氮化物析出，耐腐蚀性变差。因此，使N在0.00300.012质量％的范围内。更优选为0.00400.010质量％。Cr:20.523.5质量％Cr是在铁素体系不锈钢板的表面形成钝化皮膜而使耐腐蚀性提高的元素。若Cr含量小于20.5质量％，则不能得到比作为本发明的目标的含有18%Cr的不锈钢优良的耐腐蚀性。另一方面，若超过23.5质量％，则含有Cr和Nb的硬质相变得容易析出，加工性变差，并且热轧后的退火(以下称为软化退火)、冷轧后的退火(以下称为再结晶退火)中的再结晶受到阻碍，铁素体晶粒在轧制方向上变得容易延展。若铁素体晶粒延展，则冲裁加工时容易产生高的毛剌。因此，使Cr在20.523.5质量％的范围内。更优选为20.522.5质量％。Cu:0.30.6质量％Cu具有使含有20.5质量％以上的Cr的铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性进一步提高的作用。若Cu含量小于0.3质量X，则不能得到该效果。另一方面，若超过0.6质量％，则与S结合而容易生成CuS。CuS通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展，使冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使Cu在O.30.6质量％的范围内。优选为O.30.5质量％。更优选为0.30.45质量％。Ni:O.5质量％以下Ni具有进一步提高铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性的作用。为了得到该效果，优选Ni含量为0.1质量％以上。但是，若Ni含量超过0.5质量％，则铁素体系不锈钢板硬质化、导致延展性变差。因此，使Ni为0.5质量X以下。更优选为0.4质量％以下。Nb:0.30.5质量％Nb在铁素体系不锈钢板中生成NbTi复合碳氮化物，在冲裁加工时容易传播裂纹，从而具有防止毛剌的作用。若Nb含量小于0.3质量％，则Cr碳氮化物大量地析出，导致铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性变差。另一方面，若超过0.5质量％，则生成含有Cr和Nb的硬质相，加工性变差，并且NbTi复合碳氮化物难以生成，因此冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使Nb在0.30.5质量％的范围内。更优选为0.30.45质量％。Ti:0.050.15质量％Ti在铁素体系不锈钢板中生成NbTi复合碳氮化物，在冲裁加工时容易传播裂纹，从而具有防止毛剌的作用。若Ti含量小于0.3质量％，则不能生成NbTi复合碳氮化物，Ti碳氮化物、Nb碳氮化物在铁素体晶粒内析出。因此，冲裁加工时产生高的毛剌。另一方面，若超过0.15质量％，则TiS大量地析出，因此铁素体晶粒的等轴化受到阻碍，在冲裁加工时产生高的毛剌。因此，使Ti在0.050.15质量％的范围内。更优选为0.050.12质量％。除上述的成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质优选尽可能减少。但不可避免的杂质并不限于这些元素。而且，在本发明的铁素体系不锈钢板中，优选含有选自B、Mo、V及Ca中的1种或2种以上。例如，可以容许B:O.001质量X以下、Mo:0.1质量％以下，V:O.05质量％以下、Ca:0.01质量％以下。B:O.001质量％以下B只要极微量的添加，就具有成为再结晶核而使晶粒微小化的效果。为了得到该效果，优选B含量为0.0001质量％以上。但是，若添加超过0.001质量％，则导致由钢的硬质化引起的加工性的降低和表面缺陷。因此，使B为0.001质量％以下。Mo:O.1质量％以下Mo是强化钝化皮膜、促进腐蚀发生后的再钝化从而使不锈钢的耐腐蚀性提高的元素。为了得到该效果，优选Mo含量为0.01质量X以上。但是，若添加超过O.1质量％，则由于固溶强化使冲压加工等加工性降低。因此，使Mo为0.1质量％以下。V:O.05质量％以下V是使不锈钢的耐腐蚀性提高的元素。为了得到该效果，优选V含量为0.01质量％以上。但是，若添加超过0.05质量％，则导致钢的硬质化，使加工性降低。因此，使V为O.05质量％以下。Ca:O.01质量％以下Ca是在制造工序中防止钢水附着在喷嘴等炼钢设备上的元素。该效果通过添加0.001质量％以上的Ca而得到。但是，若添加超过O.01质量％，则在钢中以CaO、CaS的形式析出。这些夹杂物易溶解在水中，使局部的pH上升，成为腐蚀的起点。因此，使Ca为0.01质量％以下。接着，对本发明的铁素体不锈钢板的组织进行说明。铁素体晶粒的平均粒径20iim以下铁素体系不锈钢板的铁素体晶粒的大小给由冲裁加工产生的毛剌的高度带来很大的影响。若粒径超过20iim，则各铁素体晶粒的变形增大，在冲裁加工时容易产生高的毛剌。因此，使铁素体晶粒的粒径为20践以下。另外，铁素体晶粒是通过ASTME112求出的ASTM公称粒径。NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]:110冲裁加工的裂纹从铁素体晶粒的晶界上存在的析出物与铁素体晶粒的界面产生，并沿晶界传播。因此，通过使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出，并以此为起点使大量的裂纹产生，进而使裂纹合并，能够容易地进行切割。其结果是能够防止冲裁加工时的毛剌。若NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]小于l，则冲裁时铁素体晶界与NbTi复合碳氮化物之间的粘合力增高，裂纹产生变得困难，毛剌增高。另一方面，若NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]超过10，则NbTi复合碳氮化物微小化，在与铁素体晶界之间仍然难以产生裂纹。因此，使NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]在110的范围内。另外，NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]的测定方法如下通过双喷法(twinjetmethod)从铁素体系不锈钢板的厚度方向中央部制作薄膜，通过透射电子显微镜(transmissionelectronmicroscope)测定在晶界析出的NbTi复合碳氮化物(将Nb碳氮化物和Ti碳氮化物在原子水平上混合而成的夹杂物，或者，以一个元素的碳氮化物为成核点、另一个元素的碳氮化物附着而析出的夹杂物)的Nb含量[Nb]和Ti含量[Ti]，算出[Nb]/[Ti]值。7接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的机械性质进行说明。屈服比0.65以上若铁素体系不锈钢板的屈服比小于0.65，则通过冲裁加工而容易加工硬化，各铁素体晶粒的变形增大，冲裁加工时容易产生高的毛剌。本发明的铁素体系不锈钢板的屈服比为0.65以上。接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。熔炼具有规定的成分的铁素体系不锈钢的钢水，进而制成钢坯后，加热至IOO(TC以上进行热轧(终轧温度90(TC以上，巻取温度400550°C)，制成热轧钢板。钢坯的加热温度100(TC以上通过加热钢坯使碳化物、氮化物暂时溶解，通过规定终轧温度和巻取温度，使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出。因此，优选使钢坯的加热温度为IOO(TC以上。另外，由于由高温引起钢坯的变形而制造变得困难，因此钢坯加热温度的上限值为125(TC。进一步优选的范围是1050°C1200°C。终轧温度90(TC以上若终轧温度低于90(TC，则在热轧中阻碍再结晶，因此铁素体晶粒由于热轧而在轧制方向上延展。因此，在铁素体系不锈钢板的冲裁加工时容易产生高的毛剌。因此，使终轧温度为90(TC以上。另外，从防止与轧辊的烧结的理由出发，终轧温度的上限值为105(TC。进一步优选的范围是920IOO(TC。巻取温度400550°C为了使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出，热轧钢板的巻取温度承担着重要的作用。若巻取温度低于40(TC，则NbTi复合碳氮化物不析出。进一步优选的范围是450。C530°C。另一方面，若热轧钢板的巻取温度超过550°C，则含有Nb和Cr的硬质相析出，韧性显著变差。因此，使热轧钢板的巻取温度在400550°C的范围内。若巻取温度在该范围内，则NbTi复合碳氮化物在冷轧钢板的铁素体晶粒的晶界析出。对如上得到的热轧钢板实施软化退火，然后实施酸洗。该软化退火和酸洗没有特别地限定条件，通过以往已知的方法进行操作。例如，软化退火条件的优选范围是900110(TC、30180秒。然后，进行冷轧，制成冷轧钢板。对所得的冷轧钢板实施再结晶退火，制成铁素体系不锈钢板。该冷轧和再结晶退火没有特别地限定条件，通过以往已知的方法进行操作。例如，再结晶退火条件的优选范围是9001100°C、30180秒。另外，还可以对冷轧钢板实施表面光轧。表面光轧的轧制率优选在0.51.5%的范围内。实施例熔炼表1所示成分的铁素体系不锈钢，进而制成钢坯后，进行热轧，制成板厚3mm的热轧钢板。热轧的条件如表2所示。对所得的热轧钢板实施软化退火(温度900IIO(TC，时间100500秒)，进而实施酸洗。然后进行冷轧，制成厚0.8mrn的冷轧钢板。对所得的冷轧钢板实施再结晶退火(温度900IIO(TC，时间100500秒)，进而实施酸洗。8通过双喷法(twinjetmethod)从如上制造的铁素体系不锈钢板的厚度方向中央部制作薄膜，通过透射电子显微镜(transmissionelectronmicroscope)测定在晶界析出的NbTi复合碳氮化物的Nb含量[Nb]和Ti含量[Ti]，计算[Nb]/[Ti]值。铁素体粒径如下得到研磨与轧制方向(rollingdirection)平行的板厚截面而使组织呈现出来后，通过光学显微镜(opticalmicroscope)观察，然后，在照片上的纵向和横向分别画5根实际长度为500iim的线段，数出照片上的结晶晶界与线段的交点数，通过用线段的总长除以该交点数，然后再乘以1.13，求出ASTM公称粒径(ASTMnominalgraindiameter)。将该结果示于表2。另外，粒径的测定在任意一个视野中进行。并且，从铁素体系不锈钢板裁取JIS-13号B拉伸试验片，进行拉伸试验。将该结果示于表2。拉伸试验片以拉伸方向与轧制方向平行的方式进行裁取。而且，从铁素体系不锈钢板上切下冲裁试验片(lOOmmX100mm)，使用图IA及图IB所示的冲裁装置进行冲裁加工。通过冲裁加工在冲裁试验片的中央冲裁出直径10mm的圆形孔后，测定毛剌的高度。将该结果示于表2。另外，图2中示出了冲裁出10mm①的圆板后的冲孔的毛剌的模式图。另外，毛剌的高度是利用千分尺对一个圆形孔的间隔90。的4处进行测定，然后取平均而求出的。表2的No.15是改变C含量的例子。在满足本发明的范围的No.24中，毛剌的高度为50iim以下，与此相对，在本发明的范围之外的No.1、5中，产生了超过100iim的毛剌。No.610是改变Nb含量的例子。在满足本发明的范围的No.79中，毛剌的高度为50ym以下。在Nb含量低于本发明的范围的No.6中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100iim的毛剌。在Nb含量高于本发明的范围的No.10中，铁素体晶粒延展，产生了超过100iim的毛剌。No.1115是改变Ti含量的例子。在满足本发明的范围的No.1214中，毛剌的高度为50ym以下。在Ti含量低于本发明的范围的No.11中，铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。由于NbTi复合碳氮化物的析出少，因此产生了超过100iim的毛剌。在Ti含量高于本发明的范围的No.15中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100iim的毛剌。No.1620是改变N含量的例子。在满足本发明的范围的No.1719中，毛剌的高度为50iim以下。在N含量低于本发明的范围的No.16中，由于NbTi复合碳氮化物量少，而且[Nb]/[Ti]值低，因此产生了超过100iim的毛剌。在N含量高于本发明的范围的No.20中，[Nb]/[Ti]值高，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过lOOym的毛剌。No.2125是改变热轧条件的例子。在满足本发明的范围的No.23、24中，毛剌的高度为50iim以下。在终轧温度和巻取温度在本发明的范围之外的No.21中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此产生了超过100iim的毛剌。在巻取温度低于本发明的范围的No.22中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100iim的毛剌。在巻取温度高于本发明的范围的No.25中，[Nb]/[Ti]值高，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过lOOym的毛剌。<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>权利要求一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，具有含有C0.0030～0.012质量％、Si0.13质量％以下、Mn0.25质量％以下、P0.04质量％以下、S0.005质量％以下、A10.06质量％以下、N0.0030～0.012质量％、Cr20.5～23.5质量％、Cu0.3～0.6质量％、Ni0.5质量％以下、Nb0.3～0.5质量％、Ti0.05～0.15质量％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成；和铁素体结晶粒径为20μm以下、铁素体结晶晶界的NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]在1～10的范围内的组织。2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其中，Nb:0.30.45质量X、Ti:0.050.12质量％。3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其中，还含有B:0.001质量X以下、Mo:0.1质量X以下、V:0.05质量X以下、Ca:0.01质量％以下。4.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯以90(TC以上的终轧温度且400550°C的巻取温度进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火，进而实施酸洗，接着进行冷轧，对所得的冷轧钢板实施再结晶退火，其中，所述钢坯具有如下组成含有C:0.00300.012质量X、Si:0.13质量X以下、Mn:0.25质量X以下、P:0.04质量％以下、S:0.005质量X以下、A1:0.06质量X以下、N:0.00300.012质量％、0:20.523.5质量X、Cu:0.30.6质量X、Ni:0.5质量X以下、Nb:0.30.5质量X、Ti:0.050.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。5.如权利要求4所述的铁素体系不锈钢板，其中，Nb:0.30.45质量X、Ti:0.050.12质量％。6.如权利要求4或5所述的铁素体系不锈钢板，其中，还含有B:0.001质量X以下、Mo:0.1质量X以下、V:0.05质量X以下、Ca:0.01质量％以下。7.如权利要求46中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，钢坯加热温度为IOO(TC以下。全文摘要提供能够不产生毛刺地进行冲裁加工、剪切加工的铁素体系不锈钢板及其制造方法。具体而言，对钢坯以900℃以上的终轧温度且400～550℃的卷取温度进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火，进而实施酸洗，接着进行冷轧，所述钢坯具有如下组成含有C0.0030～0.012质量％、Si0.13质量％以下、Mn0.25质量％以下、P0.04质量％以下、S0.005质量％以下、Al0.06质量％以下、N0.0030～0.012质量％、Cr20.5～23.5质量％、Cu0.3～0.6质量％、Ni0.5质量％以下、Nb0.3～0.5质量％、Ti0.05～0.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。文档编号C22C38/00GK101784686SQ20088010355公开日2010年7月21日申请日期2008年6月18日优先权日2007年8月20日发明者冈田修二,太田雅之,石井知洋,船川义正申请人:杰富意钢铁株式会社