本发明涉及一种成型性(伸长率、r值)良好、同时表面美丽性(抗麻纹性、表面光泽、抗皱性和耐表面粗糙性)优异的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
背景技术：
铁素体系不锈钢冷轧钢板由于经济性且耐腐蚀性优异，因此用于建材、输送设备、家电制品、厨房设备、化学设备、储水槽和汽车部件等各种用途，其应用范围近年来正在进一步扩大。为了应用于这些用途，该冷轧钢板不仅要具有耐腐蚀性，而且要具有可成型为规定的形状的充分的成型性(例如，伸长率、平均兰克福特值(以下有时标记为平均r值))，同时也需要成型加工前后的表面美丽性优异。
以往，已知铁素体系不锈钢冷轧钢板在成型加工时会产生被称为“起皱(ridging)”的与轧制方向平行的凹凸状的起伏、或被称为“表面粗糙(橘皮)”的晶粒的起伏。它们会损害表面美观，因此在接下来的研磨工序中除去，为了减轻研磨负荷，优选尽量减少。
此外，耐腐蚀性优异的不锈钢板大多不实施镀覆、涂装而使用，制品自身的美观也受到重视。具体而言，由于表面的光泽、反射图象的清晰度之类的目视外观会影响购买欲望，因此使其提高也是重要的。已知制品自身的目视外观依赖于表面的平滑性、表面缺陷的有无。被称为“麻纹(roping)”的与轧制方向平行的起伏会损害反射图象的清晰度，此外，通过冷轧中的润滑剂的混入而产生的被称为“油坑”的凹瑕疵、或转印有工作辊的研磨痕迹的瑕疵等所代表的轧制性表面缺陷助长表面的白浊感，均降低商品价值，因此优选抑制两者而尽可能得到接近镜面的平滑表面。
对于这种要求，专利文献1中公开了一种不锈钢冷轧钢板的制造方法，该制造方法将具有以质量％计含有C：0.01～0.03％、S：0.02～0.030％、Mn：0.45～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.20％、N：0.01～0.06％、Cr：16.0～18.0％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成的钢坯在大于1050℃下加热，在800～1000℃的精加工温度下进行热轧、酸洗后，进行冷轧，在800～950℃保持20秒后，以10℃/s以上的冷却速度冷却。由此，可得到如下的铁素体系不锈钢冷轧钢板：具有铁素体相在金属组织整体中所占的面积率为80～97％且铁素体相的平均结晶粒径为5～20μm的金属组织，若TS×El为15000MPa·％以上，则具有良好的强度与伸长率的平衡，且加工时的起皱小。即，专利文献1所记载的技术中，省略了热轧钢板的长时间退火，规定了冷轧板退火条件和冷却条件。然而，专利文献1所公开的技术中，省略了热轧板退火，因此对硬质化的热轧钢板进行冷轧，使冷轧工序的制造性显著下降。
此外，专利文献2中公开了如下技术：以质量％计含有C：0.02％以下、Si：0.70％以下、Mn：0.50％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.01～0.15％、N：0.02％以下、Cr：16～23％、Ni：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.01％以下、Zr：0.20～0.80％，利用Zr以析出物的形式固定C、N而抑制粒径的粗大化的效果，将最终退火后的铁素体晶粒的平均结晶粒径设为15μm以下，提高抗皱性。然而，虽然成功地利用Zr的效果将结晶粒径抑制为15μm以下，但存在如下问题：由于包含相应的量的Zr，因此导致制造成本的增大，并且通过Zr系碳氮化物的析出而抑制晶粒的粗大化，因此因利用Zr系碳氮化物得到的固定效果而降伏强度显著上升，成型性、尤其是断裂伸长率的下降显著。
进而，专利文献3中公开了如下技术：通过在冷轧时使用硬质且低粗度表面的工作辊，使在辊缝内带入的油量减少而抑制油坑，同时使辊表面凹凸的转印减少，从而提高光泽。然而，虽然对轧制所引起的表面缺陷的除去发挥一定的效果，但另一方面，无法解决麻纹或起皱、表面粗糙之类的原料引起的表面缺陷，进而，研磨负荷增大，辊的运行成本增大。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-95742号公报
专利文献2：日本特开2011-256440号公报
专利文献3：日本特开2000-102802号公报
技术实现要素：
本发明的目的在于，解决该课题，提供一种成型前和成型后的表面美丽性优异，并且具有充分的成型性的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
应予说明，本发明中，“成型前和成型后的美丽性优异”是指成型加工前的表面光泽和抗麻纹性以及成型加工后的抗皱性和耐表面粗糙性优异。
成型加工前的表面光泽优异是指使用JIS Z 8741所规定的入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，对从板宽中央部采取的试验片，对相对于轧制方向为0°和90°方向各2点测定光泽度，其平均值为950以上。
抗麻纹性优异是指按照JIS B 0601-2001在相对于轧制方向为90°方向，测定表面的表面粗糙度，其结果，Rz为0.2μm以下。
抗皱性优异是指从板宽中央部在相对于轧制方向为0°方向采取JIS5号试验片，将单面以#600精加工进行研磨后，以按照JIS Z 2241的单轴拉伸赋予20％的预应变，按照JIS B 0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的起伏高度，其结果，大起伏(起皱高度)为2.5μm以下。
耐表面粗糙性优异是指使用测定抗皱性的试验片，按照JIS B 0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度，其结果，Ra小于0.2μm。
此外，充分的成型性是指表示充分的伸长率和平均r值。在相对于轧制方向为0°、45°、90°的方向分别采取JIS13号B试验片，按照JIS Z 2241进行拉伸试验。将赋予15％的起伏时得到的r值利用(1)式进行平均化而得的平均r值为0.65以上，进而，进行通常的拉伸试验时，在相对于轧制方向为90°方向的断裂伸长率为25％以上。
rave＝(r0+r90+2×r45)/4···(1)
这里，“rave”为平均r值，“r0”为与轧制方向平行的方向的r值，“r90”为与轧制方向成直角方向的r值，“r45”为与轧制方向成45°方向的r值。
为了解决课题而进行了研究，其结果发现如下。
通过将冷轧板退火后的铁素体相的粒径控制在成为平均粒径10μm以下的小粒径的范围，可以抑制晶粒、群体(colony)的起伏等原料的变形能力的各向异性引起的起皱、麻纹和表面粗糙。
为了将冷轧板退火后的铁素体相的平均粒径设为10μm以下，需要在冷轧板退火前的时刻含有大量的错位，且使冷轧板退火时的再结晶部位增加。即，在本发明中不使用如专利文献1所公开的Zr碳氮化物而通过轧制加工或者后述的马氏体相的活用来导入大量的错位，而达成将冷轧板退火后的铁素体相的平均粒径调整为10μm以下。金属随着该错位的增加而硬质化，但本发明中利用该金属组织为硬质而在冷轧板退火前使表面的变形能力下降，从而得到轧制性缺陷少的高光泽表面。
进而，也可以在大部分成为进行了再结晶和晶粒生长的铁素体晶粒的金属组织中混合几μm等级的微细的铁素体晶粒，适当控制平均粒径以及粒径分布，从而确保伸长率、平均r值之类的成型性。
本发明是基于以上发现而完成的，将以下作为主旨。
[1]一种铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.005～0.05％、Si：0.02～0.75％、Mn：0.1～1.0％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.10％、N：0.005～0.06％、Cr：16.0～18.0％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织由铁素体相构成，铁素体相的平均粒径为10μm以下，粒径10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计为60％以上，粒径小于5μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计小于20％。
[2]如上述[1]所述的铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有选自Cu：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.3％中的1种或2种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.015％、Nb：0.001～0.030％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的1种或2种以上。
应予说明，本说明书中，表示钢的成分的％全部为质量％。
根据本发明，可得到成型前和成型后的表面美丽性优异，并且具有充分的成型性的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
具体实施方式
以下，详细地说明本发明。
本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板以质量％计含有C：0.005～0.05％、Si：0.02～0.75％、Mn：0.1～1.0％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.10％、N：0.005～0.06％、Cr：16.0～18.0％，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。金属组织由铁素体相构成，铁素体相的平均粒径为10μm以下，粒径10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计为60％以上，粒径小于5μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计小于20％。它们是本发明中重要的条件，其中，规定铁素体相的粒径及其量是特别重要的条件。若使用这种不锈钢冷轧钢板，则可得到具有充分的成型性且表面光泽优异，具有抗麻纹性、抗皱性和耐表面粗糙性，即，成型前和成型后的表面美丽性优异的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
另外，本发明中的铁素体相的结晶粒径是指在出现轧制平行断面的金属组织时的铁素体晶粒中，通过(轧制平行方向的晶界间距离+板厚方向的晶界间距离)/2求出的数值。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板的成分组成进行说明。
以下，只要没有特别说明则％是指质量％。
C:0.005～0.05％
C具有促进奥氏体相的生成，且扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的二相温度区域的效果。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。此外，在C量小于0.005％时，由于固溶C的减少和/或析出的碳化物量的减少，过度地助长再结晶以及晶粒生长的进行，因此铁素体的平均粒径变大，无法实现本发明所需的铁素体的平均粒径小于10μm。然而，若C量大于0.05％，钢板硬质化而延展性下降。此外，若C量大于0.05％，则在热轧板退火时生成的马氏体的量变多，冷轧时的轧制负荷增大，制造性下降。此外，通过增加在冷轧板退火前存在的马氏体量，冷轧板退火中的马氏体的分解而产生的微细的铁素体相的量增加，因此本发明所需的铁素体的粒径小于5μm的面积率变多，粒径10-40μm的面积率变少，无法得到规定的材料特性。因此，C量设为0.005～0.05％的范围。优选为0.01～0.03％的范围。进一步优选为0.015～0.02％的范围。C量是指C含量，对于其它成分也同样。
Si:0.02～0.75％
Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.02％以上。然而，若Si量大于0.75％，则钢板硬质化而热轧时的轧制负荷增大，并且冷轧板退火后的延展性下降。因此，Si量设为0.02～0.75％的范围。优选为0.10～0.50％的范围。进一步优选为0.15～0.35％的范围。
Mn:0.1～1.0％
Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成，且扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的二相温度区域的效果。为了得到该效果，需要含有0.1％以上。然而，若Mn量大于1.0％，则MnS的生成量增加而耐腐蚀性下降。因此，Mn量设为0.1～1.0％的范围。优选为0.55～0.90％的范围。进一步优选为0.65～0.85％的范围。
P:0.04％以下
P是助长由晶界偏析所致的晶界破坏的元素，因此P量越低越优选，将上限设为0.04％。优选为0.03％以下。
S:0.01％以下
S是成为MnS等硫化物系夹杂物而存在而使延展性、耐腐蚀性等降低的元素，尤其是在含量大于0.01％的情况下显著地产生它们的不良影响。因此，S量优选尽量低，本发明中，将S量的上限设为0.01％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。
Al:0.001～0.10％
Al与Si同样是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上。然而，若Al量大于0.10％，则Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性状容易下降。因此，Al量设为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.07％的范围。进一步优选为0.001～0.01％。
N:0.005～0.06％
N与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成，且扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的二相温度区域的效果。为了得到该效果，需要将N量设为0.005％以上。然而，若N量大于0.06％，则延展性显著下降，并且产生由助长Cr氮化物的析出所致的耐腐蚀性的下降。因此，N量设为0.005～0.06％的范围。优选为0.01～0.03％的范围。进一步优选为0.01～0.02％的范围。
Cr:16.0～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝化被膜而使耐腐蚀性提高的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr量设为16.0％以上。此外，Cr含量小于16.0％时，过度地促进再结晶和晶粒生长，因此铁素体的平均粒径变大，无法实现本发明所需的铁素体的平均粒径小于10μm。另一方面，若Cr量大于18.0％，则在热轧板退火时奥氏体相(在热轧板退火的冷却时相变为马氏体相)的生成变得不充分，通过在冷轧板退火时马氏体相变的分解而生成的微细的铁素体晶粒的生成量变得不充分，因此本发明所需的铁素体的平均粒径10～40μm的面积率变少，无法得到规定的材料特性。因此设为18.0％以下。优选为16.0～17.5％的范围。进一步优选为16.5～17.0％的范围。
剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
通过以上成分组成可得到本发明的效果。进而，为了提高制造性或者材料特性，可含有以下元素。
选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.3％中的1种或2种以上
Cu和Ni均为使耐腐蚀性提高的元素，尤其是要求高的耐腐蚀性时，含有Cu和/或Ni是有效的。此外，Cu和Ni具有促进奥氏体相的生成，且扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的二相温度区域的效果。这些效果通过分别含有0.1％以上而变得显著。然而，若Cu含量大于1.0％，则有时热加工性下降，不优选。因此在含有Cu时将其含量设为0.1～1.0％。优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.3～0.5％的范围。若Ni含量大于1.0％，则加工性下降，因此不优选。因此在含有Ni时将其含量设为0.1～1.0％。优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.1～0.3％的范围。
Mo是使耐腐蚀性提高的元素，尤其是要求高的耐腐蚀性时，含有Mo是有效的。该效果通过含有0.1％以上而变得显著。然而，若Mo含量大于0.5％，则有时在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到规定的材料特性，不优选。因此，在含有Mo时将其含量设为0.1～0.5％。优选为0.2～0.4％的范围。
Co是使韧性提高的元素。该效果通过添加0.01％以上而得到。另一方面，若含量大于0.3％，则有时使制造性下降。因此，添加Co时的添加量设为0.01～0.3％的范围。
选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的1种或2种以上
V:0.01～0.25％
V以析出物的形式固定钢中的C和N而减少固溶C、N。由此，平均r值提高，成型性提高。进而，具有如下效果：抑制过量的C向热轧板退火时生成的马氏体中浓化而抑制马氏体的过度的硬质化，降低冷轧原料的硬度分布。为了得到这些效果，将V含量设为0.01％以上。另一方面，若V含量大于0.25％，则有时成型性下降，并且导致制造成本的增大。因此，在含有V时将其含量设为0.01～0.25％的范围。优选为0.02～0.15％的范围。进一步优选为0.03～0.10％的范围。
Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％
Ti和Nb与V同样地为与C和N的亲和力高的元素，具有如下效果：在热轧时以碳化物或者氮化物的形式析出，使母相中的固溶C、N减少，使最终退火后的加工性提高。为了得到这些效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。若Ti量大于0.015％或者Nb量大于0.030％，则有时由于过量的TiN或者NbC的析出而无法得到良好的表面性状。因此，在含有Ti时将其含量设为0.001～0.015％的范围，在含有Nb时将其含量设为0.001～0.030％的范围。Ti量优选为0.003～0.010％的范围。Nb量优选为0.005～0.020％的范围。进一步优选为0.010～0.015％的范围。
Mg:0.0002～0.0050％
Mg是具有使热加工性提高的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。然而，若Mg量大于0.0050％，则有时表面品质下降。因此，在含有Mg时将其含量设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0030％的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
B:0.0002～0.0050％
B是对防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。然而，若B量大于0.0050％，则有时热加工性下降。因此，在含有B时将其含量设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0030％的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
REM:0.01～0.10％
REM是使耐氧化性提高的元素，具有尤其是抑制焊接部的氧化被膜形成且提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上。然而，若添加大于0.10％，则有时使冷轧退火时生成的氧化皮的脱氧化皮性等制造性下降。此外，REM为昂贵的元素，因此过度的添加导致制造成本的增加，因而不优选。因此，在含有REM时将其含量设为0.01～0.10％的范围。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板的金属组织进行说明。
设为铁素体单相。进而，铁素体相的平均粒径为10μm以下。通过设为这种金属组织，可以减少粗大晶粒的起伏所引起的表面粗糙。为了得到这种组织，需要预先设为在冷轧板退火前大量存在成为再结晶部位的晶格缺陷的组织，即，预先设为在冷轧板退火前的时刻含有大量的错位，且邻接的晶粒间的结晶方位差大的状态。一般而言，金属随着错位的增加而硬质化，因此若如本发明这样在冷轧板退火前的阶段含有大量的错位，则能够成为在冷轧板退火前变形能力已经下降的状态，冷轧中的表面变形被抑制，减少油坑、辊研磨痕迹的转印痕迹等轧制性缺陷。其结果，有助于提高光泽。
进而，邻接的晶粒间的结晶方位差较大是表示铁素体晶粒的面方位为随机的状态，即，铁素体群体(具有类似的结晶方位的铁素体晶粒的集合体)被切断。在冷轧板退火前铁素体群体已经被破坏，进而，若在冷轧板退火下进行再结晶，则邻接的铁素体晶粒的面方位更加随机，赋予应力时的变形变为各向异性，可以减少如起皱、麻纹那样沿着轧制方向产生的表面的起伏。
以上的效果在铁素体相的平均粒径为10μm以下的微细的状态下得到，因此平均粒径的范围以10μm为上限。另外，若大于10μm，则在整体上进行晶粒生长，或者，成为含有粗大的铁素体晶粒的组织，因此除产生粗大晶粒的起伏所引起的表面粗糙以外，也助长起皱、麻纹的产生。
然而，进行了研究后，其结果可知，在冷轧板退火后的铁素体相为平均粒径10μm以下的范围，在全部铁素体晶粒为同等的粒径范围的情况下，强度提高，另一方面，伸长率、r值这样的成型性下降。本发明的发明人等为了解决该问题进一步进行了研究。其结果，获得如下发现：将经某种程度晶粒生长的晶粒混合是有效的。
重要的是以平均粒径为10μm以下这样的前提为基础，通过含有某种程度大粒径的铁素体晶粒来确保延展性、变形能力。然而，若存在粒径比40μm粗大的晶粒，则在平均粒径为10μm以下的制约下，周围必然变为小粒径的铁素体晶粒，成为所谓的混粒组织使耐表面粗糙性变差。因此，不优选40μm以上的铁素体晶粒的混合。另一方面，若粒径为10μm以下的微细粒径的铁素体晶粒变多，则有时在实施深拉深、弯曲加工等时无法得到所需的延展性。因此，需要设为粒径为10μm以上且小于40μm的铁素体相为主导的金属组织。为了得到充分的成型性，需要含有以相对于金属组织整体的面积率计为60％以上的粒径为10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒。从兼具更加良好的成型性和表面美丽性的观点出发，优选设为包含60～80％的10～20μm的铁素体晶粒的状态。
进而，在存在10μm以上的铁素体晶粒的状态下，为了避免对耐表面粗糙性产生不良影响的混粒组织状态(大小的铁素体晶粒两极化而混合的状态)，需要将粒径小于5μm的极微细的铁素体相抑制为以相对于金属组织整体的面积率计小于20％。若成为含有20％以上的小于5μm的铁素体晶粒、并且10μm以上的铁素体晶粒成为主体的金属组织，则成为粒径已两极化的混粒组织而产生表面粗糙，除此之外成型性也下降。从确保更加平滑的表面以及充分的成型性的观点出发，优选将粒径小于5μm的铁素体晶粒设为小于15％。
如上所述，在本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板的金属组织中，重要的是满足如下的全部条件：将铁素体相的平均粒径设为10μm以下，并且粒径10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计为60％以上，粒径小于5μm的铁素体晶粒以相对于金属组织整体的面积率计小于20％。
对于不符合上述范围的剩余部分的铁素体粒径没有特别限定，优选为粒径5μm以上且小于10μm的范围的铁素体相。此外，铁素体相以外的剩余部分设为不可避免的析出物和夹杂物。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢冷轧钢板的制造方法的一个例子进行说明。
将由上述成分组成构成的钢水以转炉、电炉或真空溶解炉等公知的方法熔炼，通过连续铸造法或者铸锭-开坯法制成钢坯材(钢坯)。将该钢坯在1100～1250℃加热，或者不进行加热而直接铸造、热轧而制成热轧板。热轧时，在铁素体相和奥氏体相的二相温度区域结束精轧而制成热轧板。其后，在卷取为线圈时，将其卷取温度设为550～850℃。更优选为600～700℃。由此，容易控制利用以短时间精加工的热轧板的连续退火的铁素体相的粒径、再结晶。
其后，对上述热轧板在成为铁素体相和奥氏体相的二相温度区域的900～1050℃的温度下实施保持10秒～2分钟的热轧板退火。这种方法在控制作为最终制品的冷轧钢板的铁素体相的粒径的方面是有效的方法。通过该热轧板退火生成马氏体相，从而可得到分裂在热轧时形成的铁素体群体(具有类似的结晶方位的铁素体晶粒的集合体)的效果，进而，可以将冷轧和冷轧板退火后的金属组织设为更加随机的面方位分布。此外，通过将热轧板退火设为短时间且高温的连续退火，可以在冷轧前的时刻控制铁素体粒径，容易控制为冷轧板退火后的最终制品(冷轧钢板)中所需的铁素体晶粒。这里，在热轧板退火温度小于900℃的情况下，或者在热轧板退火时间小于10秒的情况下，马氏体的生成不充分，铁素体群体仍然残留，铁素体相的平均粒径大于本发明的范围而抗皱性、抗麻纹性变差。此外，冷轧板退火后的铁素体晶粒也变得粗大，因此也对光泽、耐表面粗糙性产生不良影响。在热轧板退火温度大于1050℃或者热轧板退火时间大于2分钟的长时间退火中，晶粒生长过度地进行而铁素体晶粒变得粗大，并且马氏体相的生成量变多，在冷轧板退火时通过马氏体相的分解而生成的微细的铁素体晶粒的量过度地增加，因此小于5μm的铁素体晶粒的面积率超过本发明的范围，无法得到规定的成型性、光泽度和耐表面粗糙性，伸长率、r值下降。根据这些理由，热轧板退火在900～1050℃的温度下保持10秒～2分钟。优选在910～935℃的温度下保持15～60秒。
根据需要实施酸洗或机械除锈而进行脱氧化皮。其中，方法没有特别限定。
接下来，进行冷轧(冷轧)。可以使用串列式轧机或多辊轧机中的任一者。本发明中冷轧的总压下率没有限定，从成型性、形状矫正的观点出发，冷轧的总压下率优选为50％以上。
接下来，进行冷轧板退火。对于冷轧板退火，为了将最终制品设为铁素体单相组织，需要在铁素体单相温度区域实施。此外，为了将在铁素体相和马氏体相的二相组织的状态下冷轧的钢板设为铁素体单相组织，优选在铁素体单相域温度范围中也尽量在高温下实施。因此，退火温度范围设为800～890℃，优选为850～890℃。在小于800℃的温度范围内有时马氏体相残留而伸长率下降，小于5μm的铁素体晶粒的面积率超过本发明的范围，并且10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒的面积率低于本发明的范围，无法得到规定的成型性和光泽度。在高于890℃的温度下新生成奥氏体相而在冷却时引起马氏体相变，因此有时成型性显著下降。此外，为了提高制造性和避免过量的铁素体再晶粒的晶粒生长，冷轧板退火优选为连续退火。此外，保持时间设为5～120秒。进而，为了在得到充分的成型性的同时防止由粒径分布的两极化所致的耐表面粗糙性的下降，保持时间优选为10～60秒。
表面精加工为No.2B、BA、研磨或毛化(dull)加工等，没有限定，设为适当的表面精加工。为了赋予所需的表面粗糙度且消除拉伸应变，只要在伸长率0.3～1.0％的范围实施调质轧制即可。
实施例1
以下，通过实施例详细地说明本发明。
将具有表1所示的化学组成的不锈钢通过连续铸造法制成250mm厚的钢坯。将它们加热至1200℃后，以热轧制成板厚3mm的热轧钢板。此时，精轧机出侧的板温为900～980℃，卷取温度为600～800℃。
接下来，在对上述热轧板在表2所记载的条件下实施热轧板退火后，对表面进行喷丸处理，以硫酸、以及由硝酸和氢氟酸构成的混酸这2种液体进行酸洗，实施脱氧化皮。将所得的热轧退火板进一步冷轧至板厚0.8mm，在表2所记载的条件下实施冷轧板退火后，实施伸长率0.3～0.9％的调质轧制，制成最终制品。
利用以下方法对通过以上方式得到的冷轧退火后的最终制品(铁素体系不锈钢冷轧钢板)进行组织观察和性能评价。
组织观察
从板宽中央部采取组织观察用试验片，将轧制方向断面进行镜面研磨后，以王水腐蚀(蚀刻)，使用光学显微镜以倍率500倍对板厚中央部进行5视角拍摄。在所得的组织照片中，将白色的部分作为铁素体相。铁素体相的平均粒径是按照JIS G 0551算出并设为5个视角的平均值。对于这些5个视角，分类为粒径小于5μm的铁素体晶粒、以及粒径10μm以上且小于40μm、粒径40μm以上的铁素体晶粒，求出各自所占的面积率。
另外，铁素体相的结晶粒径设为如下值：对于各视角中存在的铁素体晶粒，由金属组织照片对轧制平行方向和板厚方向的晶界间距离测量长度，由轧制平行方向的晶界间距离和板厚方向的晶界间距离的算术平均值而得到的值。
(1)成型性评价
(1-1)断裂伸长率
从板宽中央部在相对于轧制方向为90°方向采取JIS13B号拉伸试验片，进行按照JIS Z 2241的拉伸试验。将断裂伸长率(El)在相对于轧制方向90°的方向为30％以上的情况设为特别优异而合格(◎)，将25％以上的情况设为合格(○)，将小于25％的情况设为不合格(×)。
(1-2)平均r值
进而，从相同位置将JIS13B号拉伸试验片在相对于轧制方向为0°、45°、90°的三个方向采取拉伸试验片，按照JIS Z 2241进行拉伸试验。赋予15％的预应变而测定各个r值，将通过下述(1)式算出的平均r值为0.65以上的情况设为合格(○)，将小于0.65的情况设为不合格(×)。
rave＝(r0+r90+2×r45)/4···(1)
(2)表面美丽性
(2-1)表面光泽(光泽度)
从板宽中央部采取试验片，如JIS Z 8741所规定那样，使用入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，使用在相对于轧制方向为0°和90°方向测定各2点得到的平均值，将光泽度950以上的情况设为光泽优异(○)，将小于950设为不合格(×)。此外，将大于1000的情况设为特别优异(◎)。
(2-2)抗麻纹性
从板宽中央部采取试验片，按照JIS B 0601-2001在轧制方向为90°方向测定表面粗糙度，其结果，将Rz为0.2μm以下的情况设为合格(○)，将大于0.2μm的情况设为不合格(×)。
(2-3)抗皱性
从板宽中央部在相对于轧制方向为0°方向采取JIS5号试验片，将单面以#600精加工进行研磨后，以按照JIS Z 2241的单轴拉伸赋予20％的预应变，按照JIS B 0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的起伏高度，其结果，将2.5μm以下的情况设为合格(○)，将大于2.5μm的情况设为不合格(×)。将小于2.0μm的情况设为特别优异(◎)。
(2-4)耐表面粗糙性
使用已测定抗皱性的试验片，按照JIS B 0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度，其结果，将Ra小于0.2μm的情况设为合格(○)，将0.2μm以上的情况设为不合格(×)。
将以上评价结果与制造条件一并示于表2。
[表1]
[表2]
在钢成分和制造方法中的任一者满足本发明的范围时，确认了可得到充分的成型性(断裂伸长率、平均r值)，表面美丽性优异。
Cr含量低于本发明的范围的No.11中，铁素体相的平均粒径大于本发明的范围，无法得到规定的光泽度。Cr含量超过本发明的范围的No.12中，粒径10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒的面积率低于本发明的范围，无法得到规定的成型性和光泽度。
C含量超过本发明的范围的No.13中，小于5μm的铁素体晶粒的面积率超过本发明的范围，并且10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒的面积率低于本发明的范围，得不到规定的成型性和光泽度。
C含量低于本发明的范围的No.14中，铁素体相的平均粒径超过本发明的范围，得不到规定的抗麻纹性和耐表面粗糙性。
热轧板退火温度过低的No.15中，铁素体相的平均粒径超过本发明的范围，得不到规定的抗麻纹性、抗皱性和耐表面粗糙性。
热轧板退火温度过高的No.16中，小于5μm的铁素体晶粒的面积率超过本发明的范围，得不到规定的成型性、光泽度和耐表面粗糙性。
冷轧板退火温度过低的No.17中，小于5μm的铁素体晶粒的面积率超过本发明的范围，并且10μm以上且小于40μm的铁素体晶粒的面积率低于本发明的范围，得不到规定的成型性和光泽度。
根据以上确认，只要适当地控制规定的铁素体相的平均粒径和粒径分布，则可得到具有规定的成型性和优异的表面性状的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
产业上的可利用性
本发明中得到的铁素体系不锈钢冷轧钢板适合作为以拉深为主体的压制成型品或要求高的表面美丽性的用途，例如应用于厨房器具、餐具的铁素体系不锈钢冷轧钢板。