JP2020164955A - 塗装用フェライト系ステンレス鋼板及び塗装鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】表面品位、塗装性及び耐食性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．０５０％、Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎ：０．００１〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、結晶粒度番号６．０以上、算術平均うねりＷａ０．６５μｍ未満である塗装用フェライト系ステンレス鋼板を採用する。【選択図】なし

Description

本発明は、塗装用フェライト系ステンレス鋼板及び塗装鋼板に関する。特に、本発明は、表面性状が良好で塗装性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板に関する。

ステンレス鋼板は、自動車部品、家電製品、厨房機器、電子機器など、幅広い分野で使用されている。また、土木・建築構造材料や、野外に設置される筐体等には、ステンレス鋼板に耐食性を向上させることを目的として、塗装やめっきを施した鋼板が使用されることが多い。

各種ステンレス鋼の中で、従来から使用が検討されてきたのは、材料強度、耐食性、加工性等に有利な点から、主にオーステナイト系ステンレス鋼が検討され、使用されてきた。しかし、近年精錬技術の向上により、ステンレス鋼の極低炭素・窒素化が可能となり、更に、Ｔｉ及びＮｂなどの安定化元素の添加をすることで、成形性と耐食性を高めたフェライト系ステンレス鋼板が開発され、塗装鋼板の素材として適用されつつある。フェライト系ステンレス鋼板は、多量のＮｉを添加するオ−ステナイト系ステンレス鋼よりも経済性に優れるため、利用が拡大している。しかしながら、フェライト系ステンレス鋼板は、素材の表面品質や耐加工肌荒れ性がオーステナイト系ステンレス鋼板より劣るため、用途が限定される場合があった。

フェライト系ステンレス鋼板の製品板の表面品質は、製造中に圧延方向に沿って生じるサブμｍサイズの微細な凹凸であるいわゆるローピングと呼ばれる現象によって劣化する。また、フェライト系ステンレス鋼板は、鋼板をプレス成形したときに圧延方向に沿って生じる数μｍから数十μｍサイズの凹凸であるいわゆるリジングと呼ばれる現象によって加工肌荒れが顕著になり、加工後の表面品質が低下する場合がある。また、フェライト系ステンレス鋼板の結晶粒径が大きい場合には、リジングと同時に、各結晶粒径の変形挙動の差異に起因した粗大な表面凹凸であるいわゆるオレンジピールと呼ばれる現象も生じ、表面品質が劣化する。

表面品質の劣化が生じたステンレス鋼板に塗装を施すと、肌荒れに対応した塗装ムラが生じ、外観が著しく劣位となる問題がある。

さらに、鋼材の選定においてはコストも重視され、工程数の省略等による、さらなる低コスト化と上述した材料特性の両立が要求されている。加工肌荒れ等が生じたステンレス鋼板に塗装する場合は、表面研磨工程が必要となり、工程数が増加し、低コスト化が図れない。

このような経緯から、塗装用鋼板の表面品質およびコストに関する問題を解決するために、従来、様々な工夫がなされてきた。

特許文献１では、ヘアライン仕上げ処理を省略しつつ、表面粗さのムラを抑え塗布剤のなじみ性を向上させたオーステナイト系フェライト系ステンレス鋼が記載されている。特許文献１のステンレス鋼は、成分組成及び結晶粒度を調整し、かつ非金属介在物の量を所定の範囲内に抑えることで、冷間圧延により発生する加工誘起マルテンサイトの量を所定の範囲内に留めて粗さのムラを抑制し、表面粗さの作り込みを最終圧延で行っている。

また、特許文献２には、鋼帯表面の平均粗度Ｒａを２μｍ以上にすることで、塗装密着性を向上させたフェライト系ステンレス鋼板が記載されている。特許文献２におけるステンレス鋼板の製造方法は、素材焼鈍後、中間焼鈍工程を経た後に、最終圧延工程の仕上げパスにて粗面ロールで冷延し、スキンパスを省略して最終焼鈍することで塗装密着性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板を得ている。

特開平０８−１０９４４７号公報 特開昭６１−０８４３２９号公報

しかし、特許文献１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼においては、工程の省略により省コスト化しているが、Ｎｉを多量に添加しているためコストの低減が十分ではない。

また、特許文献２に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板においては、塗装性は十分だが、鋼板表面の粗さが大きいため、塗装ムラが大きくなり外観が重視される用途に適さない。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、表面品位、塗装性及び耐食性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板およびそれを素材とした塗装鋼板を提供することを課題とする。

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、
Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｎｂ：０〜０．８０％、
Ｓｎ：０〜０．５００％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０〜３．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｖ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｇａ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｓｂ：０〜０．５０％、
Ｔａ：０〜０．１０％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
残部Ｆｅおよび不純物からなり、
結晶粒度番号が６．０以上であり、かつ表面起伏のうち、算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満を満足することを特徴とする塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
（２）塗膜の厚みＴと前記算術平均うねりＷａとの関係が下記式（１）を満足する塗膜が用いられることを特徴とする上記（１）に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
Ｔ≧１００Ｗａ … 式（１）
上記式（１）において、Ｔは塗膜厚さ（μｍ）であって１５〜１００μｍの範囲であり、Ｗａは算術平均うねり（μｍ）である。
（３）算術平均うねりＷａが０．１５μｍ以下を満足することを特徴とする上記（１）または上記（２）に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
（４）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１０〜０．８０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、から選択される１種または２種以上を含有する、上記（１）乃至上記（３）のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
（５）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００３〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％、から選択される１種または２種以上を含有する、上記（１）乃至上記（４）のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
（６）前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、から選択される１種または２種以上を含有する、上記（１）乃至上記（５）のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
（７）上記（１）乃至上記（６）のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板と、
前記塗装用フェライト系ステンレス鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上１００μｍ以下の塗膜とを有し、
前記塗膜の厚みＴと前記塗装用フェライト系ステンレス鋼板の前記算術平均うねりＷａとの関係が式（２）を満足することを特徴とする塗装鋼板。
Ｔ≧１００Ｗａ … 式（２）
上記式（２）において、Ｔ：塗膜厚さ（μｍ）であり、Ｗａ：算術平均うねり（μｍ）である。

本発明によれば、表面品位、塗装性及び耐食性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板およびそれを素材とした塗装鋼板を提供できる。
特に本発明は、算術平均うねりが小さく表面品位が良好であり、また、流れ錆性のような外観性上に関わる耐食性に優れた塗装用フェライト系ステンレス鋼板を提供できる。

図１は、流れ錆率と塗膜厚さの関係を示した図である。 図２は、算術平均うねり（Ｗａ）と塗装ムラが生じない塗膜厚さの関係を示した図である。

上記課題を解決するために、本発明者らは、フェライト系ステンレス鋼板の塗装性および表面品位に関して、組成や、製造過程における組織についての詳細な検討を行った。その結果、以下に示す知見を得た。

（ａ）フェライト系ステンレス鋼板を素材とした塗装鋼板において、十分な耐食性を得るためには、十分な塗膜厚さが必要である。所定の鋼成分において、塗装鋼板の耐食性と塗膜厚さの関係を調査した所、塗膜厚さが１５μｍ以上である場合において、発錆が生じない良好な塗装鋼板が得られる。更に望ましくは３０μｍ以上である。しかし、塗膜厚さが過度に厚い場合、塗装密着性に問題が生じる場合があり、更に、コストや重量の関係上、塗膜厚さは１００μｍ以下とすることが望ましい。

（ｂ）フェライト系ステンレス鋼板を素材とした塗装鋼板において、上記の塗膜厚さで塗装ムラが生じない塗装鋼板を得るためには、素材となるフェライト系ステンレス鋼板の表面粗さを適切に制御する必要がある。表面起伏のうち算術平均うねり（Ｗａ）が式（Ａ）を満たす場合において、上記の塗膜厚さ下限の１５μｍでも塗装ムラが生じない良好な塗装鋼板が得られる。

Ｔ≧１００Ｗａ ・・・ 式（Ａ）

但し、上記式（Ａ）中の各記号は以下により定義される。
Ｔ：塗膜厚さ（μｍ）
Ｗａ：算術平均うねり（μｍ）

本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

鋼成分の各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．００１〜０．０２０％
Ｃは、靭性、耐食性および耐酸化性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｃ含有量は、０．０２０％以下とし、０．０１０％以下であるのが好ましい。しかしながら、Ｃの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｃ含有量は、０．００１％以上とする。製造コストと耐食性を考慮すると、Ｃ含有量は、０．００２％以上であるのが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜１．５０％
Ｓｉは、脱酸元素である他、耐食性、耐酸化性および高温強度を向上させる元素である。このため、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。なお、上記の耐食性を顕著に発達させるためには、Ｓｉ含有量は、０．３０％超であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。

一方、Ｓｉの１．５０％超の含有により、鋼板が著しく硬質化し、鋼管加工時、曲げ性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。そして、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｓｉ含有量は、１．２０％以下であるのが好ましい。Ｓｉ含有量は、１．００％以下であるのがより好ましい。

Ｍｎ：０．０１〜１．５０％
Ｍｎは、高温において、ＭｎＣｒ_２Ｏ_４またはＭｎＯを形成し、スケール密着性を向上させる。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は０．１５％超であるのが好ましく、０．２０％以上がより好ましい。一方、Ｍｎを１．５０％超含有させると、耐食性が低下する他、酸化物量が増加し、異常酸化が生じ易くなる。このため、Ｍｎ含有量は、１．５０％以下とする。また、鋼板製造時の靭性、および酸洗性を考慮すると、Ｍｎ含有量は、１．００％以下であるのが好ましい。さらに、鋼管溶接部の酸化物に起因する偏平割れを考慮する場合は、Ｍｎ含有量は、０．３０％以下であるのがより好ましい。

Ｐ：０．０１０〜０．０５０％
Ｐは、Ｓｉ同様、固溶強化元素であるため、材質および靭性の観点から、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｐ含有量は、０．０５０％以下とする。一方、Ｐの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｐ含有量は、０．０１０％以上とする。製造コストおよび耐酸化性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましい。また、Ｐ含有量は、０．０３０％以下であるのが好ましい。

Ｓ：０．０００１〜０．０１０％
Ｓは、材質、耐食性および耐酸化性の観点から、少なければ少ないほどよい。特に、Ｓの過度な含有は、ＴｉまたはＭｎと化合物を生成し、鋼管曲げの際に、介在物起点により割れを生じさせる。このため、Ｓ含有量は、０．０１０％以下とする。一方で、Ｓの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がるため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上とする。さらに、製造コスト、および耐食性を考慮すると、Ｓ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましい。また、Ｓ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。

Ｃｒ：１０．０〜２５．０％
Ｃｒは、耐食性および耐孔食性といった塗装鋼板で最も重要な特性であるを確保するため必要な元素である。このため、Ｃｒ含有量は、１０．０％以上とする。一方で、Ｃｒの含有が、２５．０％超であると、靱性が劣化し、製造性が悪くなる。このため、Ｃｒ含有量は、２５．０％以下とする。また、鋼板製造時の熱延板の靭性の観点から、Ｃｒ含有量は、１８.０％以下であるのが好ましい。また、製造コストの観点からは、Ｃｒ含有量は、１４．０％未満であるのが好ましい。

Ｎ：０．００１〜０．０３０％
Ｎは、Ｃと同様に低温靭性、加工性、および耐食性を劣化させるため、その含有量は少ないほどよい。このため、Ｎ含有量は、０．０３０％以下とする。一方、Ｎの過度の低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｎ含有量は、０．００１％以上とする。製造コスト、および靭性を考慮すると、Ｎ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．００８％以上がより好ましい。また、Ｎ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましい。

Ｔｉ：０．０１〜０．３０％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、およびＳと結合して耐食性、耐粒界腐食性、深絞り性を向上させる作用を有する。また、Ｔｉ窒化物はスラブ鋳造時において、結晶粒の核となることで等軸晶率を増大させる。この結果、表面凹凸の原因となる柱状晶由来の粗大組織が解消されて表面性状が改善される。このような、ＣおよびＮと結合し、これら元素を固定化する作用は、０．０１％以上で発現するため、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０５％以上であってもよく、０．１１％以上であってもよい。一方、Ｔｉを０．３０％超含有させると、固溶Ｔｉにより硬質化してしまう他、靭性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。製造コストなどを考慮すると、Ｔｉ含有量は０．２５％以下が好ましい。

本発明は、上記各成分の他、必要に応じて以下のＡ群、Ｂ群、Ｃ群の成分から選択される１群以上を含有することが好ましい。なお、Ａ群に分類される元素は、表面性状に影響を与える元素、Ｂ群に分類される元素は、耐食性を向上させる元素、Ｃ群に分類される元素は、靭性や、高温強度、耐酸化性等の高温特性を向上させる元素である。

＜Ａ群元素＞
Ｎｂ：０〜０．８０％
Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して炭窒化物を形成する。また、Ｎｂは鋳造時に組成的過冷却を引き起こし、スラブ中の等軸晶の発生率（以下、「等軸晶率」と記載する。）を著しく増大させる。この結果、表面凹凸の原因となる柱状晶由来の粗大組織が解消され表面性状が改善される。

また、Ｎｂは高温域における固溶強化能、および析出強化能が高く、高温強度および熱疲労特性を向上させる。このため、Ｎｂ含有量は０％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。

一方、過度なＮｂの含有は、鋼板製造段階における靭性を著しく劣化させる。加えて、焼鈍中に粗大な、炭窒化物またはＬａｖｅｓ相と呼ばれる金属間化合物を析出させる。このような析出物は粒界をピン止めすることにより、再結晶を遅延させる。この結果、鋼中に未再結晶組織が残存し表面性状が劣化する恐れがある。このため、Ｎｂ含有量は、０．８０％以下とする。溶接部の粒界腐食性、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｎｂ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、また、０．５５％以下であるのが好ましい。

ここで、ＴｉとＮｂの含有量の合計は、３（Ｃ＋Ｎ）未満では十分にＣとＮを固着できず過剰なＣ、Ｎが鋼中に固溶して硬化させるため、加工性を低下させる。このため、下記式（Ｂ）を満たすことが好ましい。

Ｎｂ＋Ｔｉ≧３（Ｃ＋Ｎ） ・・・ 式（Ｂ）

但し、上記式（Ｂ）式の各元素記号は、鋼板に含まれる各元素の含有量を質量％で示したものである。

なお、上記式（Ｂ）中の左辺値（ＮｂとＴｉの合計量）は等軸晶率増大の効果のために、０．１０％以上であるのが好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、材料の硬質化および製造コストの観点から、上記式（Ｂ）中の左辺値は１．０以下であるのが好ましい。

Ｓｎ：０〜０．５００％
Ｓｎは、Ｎｂと同様に、スラブ鋳造時に組成的過冷却を引き起こし、等軸晶率を増大させる。この結果、表面凹凸の原因となる柱状晶由来の粗大組織が解消され表面性状が改善される。Ｓｎによる組成的過冷域形成能はＮｂよりも高く、これらの効果はＳｎを０％以上、好ましくは０．０１％以上含有させることにより生じる。このため、Ｓｎ含有量は０％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましい。しかしながら、Ｓｎは、０．５００％超含有させると、過度な偏析を生じさせ、鋼管溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｓｎ含有量は、０．５００％以下とする。高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｎ含有量は０．３００％以下であるのが好ましい。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、溶鋼中でＡｌと同様に、Ｍｇ酸化物を形成し、脱酸剤として作用する。また、Ｍｇは、微細に晶出したＭｇ酸化物が核となり、スラブの等軸晶率を増大させる。この結果、表面凹凸の原因となる柱状晶由来の粗大組織が解消され表面性状が改善される。そして、その後の工程において、ＮｂおよびＴｉ系微細析出物の析出を促す。具体的には、熱延工程において、前述の析出物が、微細析出すると、熱延工程および、続く熱延板の焼鈍工程において、再結晶核となる。その結果、非常に微細な再結晶組織が得られる。この再結晶組織は、靭性向上に寄与する。このため、必要に応じて含有させてもよい。

しかしながら、Ｍｇの過度な含有は、耐酸化性の劣化、および溶接性の低下などをもたらす。このため、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０％以上が好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は、０．０００３％以上がより好ましく、また、０．００２０％以下であるのが好ましい。

＜Ｂ群元素＞
Ａｌ：０〜３．０％
Ａｌは、脱酸元素として使用される。また、Ａｌは耐食性に加え、高温強度や耐酸化性を向上させる。更に、Ａｌは、ＴｉＮおよびＬａｖｅｓ相の析出サイトとなり、析出物の微細析出に寄与し、低温靭性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌの３．０％超の含有は、伸びの低下、溶接性および表面品質の劣化をもたらす。また、粗大なＡｌ酸化物形成により、低温靭性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、３．０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０％以上が好ましく、０．００３％以上であるのがより好ましい。精錬コストを考慮すると、Ａｌ含有量は、０．０１％以上であるのがより好ましく、また、０．１％以下であるのが好ましい。

Ｎｉ：０〜２．０％
Ｎｉは、靭性および耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの２．０％超の含有によりオーステナイト相が生成し、成形性が低下する他、鋼管曲げ性が著しく劣化する。このため、Ｎｉ含有量は、２．０％以下とする。製造コストを考慮すると、Ｎｉ含有量は、０．５％以下であるのが好ましい。一方で、Ｎｉの靭性への寄与は、０％以上、好ましくは０．１％以上で発現するため、Ｎｉ含有量は、０％以上が好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。

Ｖ：０〜１．０％
Ｖは、ＣまたはＮと結合して、耐食性および耐熱性を向上する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖの１．０％超の含有により、粗大な炭窒化物が形成して靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は、１．０％以下とする。さらに、製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｖ含有量は、０．２％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０％以上が好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。

Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、耐食性を向上させるとともに、母相に固溶しているＣｕの析出、いわゆる、ε−Ｃｕの析出によって、中温域での高温強度を向上させる元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、鋼板の硬質化による靭性低下、および延性低下をもたらす。このため、Ｃｕ含有量は２．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０％以上が好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。耐酸化性、および製造性を考慮すると、Ｃｕ含有量は１．５％未満であるのが好ましい。

Ｍｏ：０〜３．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素であり、特に隙間構造を有する管材等では、隙間腐食を抑制する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が、３．０％を超えると、著しく成形性が劣化し、製造性が悪化する。そのため、Ｍｏ含有量は、３．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０％以上が好ましく、０．２％以上であるのがより好ましい。合金コスト、および生産性を考慮すると、Ｍｏ含有量は、０．４％以上であるのがより好ましく、また、２．０％以下であるのが好ましい。

Ｃａ：０〜０．００３０％
Ｃａは、脱硫元素として有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が、０．００３０％を超えると、粗大なＣａＳが生成し、靭性および耐食性を劣化させる。このため、Ｃａ含有量は、０．００３０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０％以上が好ましく、０．０００１％以上であるのがより好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｃａ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、また、０．００２０％以下であることが好ましい。

Ｇａ：０〜０．１％
Ｇａは、耐食性向上および水素脆化抑制のため、必要に応じて含有させる。Ｇａ含有量は０．１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、硫化物および水素化物の生成を鑑み、Ｇａ含有量は０％以上が好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。なお、製造コストおよび製造性、ならびに、延性および靭性の観点から、Ｇａ含有量は、０．０００５％以上であるのがより好ましく、また、０．０２０％以下であることが好ましい。

＜Ｃ群元素＞
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を向上させ、二次加工性、低温靭性を向上させる元素である。加えて、Ｂは中温域の高温強度を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの０．００５０％超の含有により、Ｃｒ_２Ｂ等のＢ化合物が生成し、粒界腐食性、および疲労特性を劣化させる。このため、Ｂ含有量は、０．００５０％以下とする。

一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０％以上が好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。溶接性、および製造性を考慮すると、Ｂ含有量は、０．０００３％以上であるのがより好ましく、また、０．００１０％以下であるのが好ましい。

Ｗ：０〜３．０％
Ｗは、高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗの過度の含有は、靭性劣化および伸びの低下をもたらす。また、金属間化合物相であるＬａｖｅｓ相の生成が増大し、｛１１１｝＜１１２＞方位の集合組織の発達を阻害し、ｒ値を低下させる。このため、Ｗ含有量は、３．０％以下とする。製造コストおよび製造性を考慮すると、Ｗ含有量は、２．０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０％以上が好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。

Ｚｒ：０〜０．３０％
Ｚｒは、耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの０．３０％超の含有は、靭性および酸洗性などの製造性を著しく劣化させる。また、Ｚｒと、炭素および窒素との化合物を粗大化させる。その結果、熱延焼鈍時の鋼板組織を粗粒化させ、ｒ値を低下させる。このため、Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とする。製造コストを考慮すると、Ｚｒ含有量は、０．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０％以上が好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。

Ｃｏ：０〜０．５０％
Ｃｏは、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、過度な含有は、靭性および加工性を劣化させる。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。さらに、製造コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０％以上が好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。

Ｓｂ：０〜０．５０％
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を上げるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂは、０．５０％超の含有により、過度の偏析が生じて、鋼管溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｓｂ含有量は、０．５０％以下とする。高温特性、製造コストおよび靭性を考慮すると、Ｓｂ含有量は、０．３０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は、０％以上が好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。

Ｔａ：０〜０．１０％
Ｔａは、ＣおよびＮと結合して靭性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａの含有量が、０．１０％を超えると、製造コストが増加する他、製造性を著しく低下させる。このため、Ｔａの含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、Ｔａの含有量は、０％以上が好ましく、０．０２％以上であることがより好ましく、また、０．０８％以下であるのが好ましい。

ＲＥＭ：０〜０．０５％
ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物を微細化し、靭性および耐酸化性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．０５％を超えると、鋳造性が著しく低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．０５％以下とする。一方、上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０％以上が好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。なお、精錬コストおよび製造性を考慮すると、ＲＥＭ含有量は、０．００３％以上であることがより好ましく、また、０．０１％以下であることが好ましい。

ＲＥＭ（希土類元素）は、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、周期律表におけるランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の合計１７元素を指す。ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味し、各元素を単独で含有してもよいし、混合して含有してもよい。

本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、結晶粒度番号が６．０以上、かつＪＩＳ Ｂ ０６０１に定義される鋼板表面の算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満を満足することが好ましい。結晶粒度番号が６．０以上であれば、オレンジピールの影響を低減させ、鋼板の表面品位を高めることができる。結晶粒度番号は好ましくは７．０以上がよい。また、算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満であれば、塗膜表面に塗装ムラが起きることがなく、塗膜面の表面品質を高めることができる。より好ましくは、算術平均うねりＷａは０〜０．１５μｍがよい。

結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、光学顕微鏡観察を行なうことで比較法により測定する。また、算術平均うねりＷａは、鋼板の圧延方向と垂直に１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を３次元粗さ測定器により表面プロファイルを測定して評価する。算術平均うねりＷａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１（２０１３年）に準拠して測定する。

なお、本実施形態では、算術平均うねりＷａの範囲の決定に際し、鋼板表面に厚み１５μｍの塗膜を形成した場合に塗装ムラが起きるかどうかを基準としている。塗膜の厚みを１５μｍとしたのは、本実施形態に係る鋼板に対して、屋外での大気腐食環境を模擬した人工海水を用いたサイクル腐食試験を実施した後の、流れ錆の程度を評価した結果、塗膜厚みが少なくとも１５μｍ以上であれば、流れ錆の発生率が低くなることによる。

塗膜厚みの基準を１５μｍとした実験内容について、以下の通り説明する。
試験片として、本実施形態の化学成分を満たす各種のフェライト系ステンレス鋼板を用意した。試験片に対してカチオン電着塗装を施した後に、塩水噴霧試験に供した。カチオン電着塗装において、塗料は日本ペイント（株）製ＰＮ−１１０を用い、浴温２８℃、塗装電圧１７０Ｖで通電し、塗膜厚みが一般部（試験片の表面のうち、試験片の端部から５ｍｍの幅の額縁状の領域を除いた部分）において２〜１００μｍになるように条件選定した。焼付条件は、１７０℃×２０分とした。塗膜厚みは電磁膜厚計を用いて１試料について５点測定し、その平均値をもって膜厚とした。

塗装後の試験片に対して、耐食性を評価することを目的として、屋外での大気腐食環境を模擬した人工海水を用いたサイクル腐食試験を実施した後の、流れ錆の程度を評価した。

以下に流れ錆程度の具体的な算出方法について述べる。供試材２枚を７０ｍｍ×４０ｍｍに切断し、各端部を保護のために５ｍｍシールして試験材とした。人工海水サイクル腐食試験の試験条件は、３５℃で４時間の人工海水噴霧後、６０℃で２時間乾燥した後、湿潤５０℃、相対湿度９０％以上で２時間保持する合計８時間の処理を１サイクルとして１２サイクル実施した。このサイクル数は、ＳＵＳ３０４で表面の点錆が無視できない程度に発現することを基準に設定した。試験材は装置内に垂直より３０度傾けて設置した。

流れ錆の評価方法は、人工海水サイクル腐食試験後のサンプル表面に付着した流れ錆を評価対象とした。評価方法は、試験後のサンプル画像を取り込み、そのうち画像長さを小サンプルのシール部以外の上端から下端まで、画像幅をシール部以外の板幅として取り出し、これを画像処理により錆部分のみ二値化することで流れ錆率を導出した。流れ錆率の供試材二枚の平均値が５％以下の時、合格とした。

図１は、実験に供した種々のフェライト系ステンレス鋼板の一種について、塗膜厚さと流れ錆率との関係を示す図である。図１より、塗膜厚さが１５μｍ以上である場合において、流れ錆が生じない耐食性に優れた塗装鋼板が得られることが分かった。

また、図２には、算術平均うねりＷａ（μｍ）と塗装ムラが生じない塗膜厚さＴ（μｍ）との関係を示す。図２には、Ｔ＝１００Ｗａの直線を点線で示している。Ｔ＝１００Ｗａの直線よりも塗膜厚みＴが大きければ、鋼板表面のローピングなどの肌荒れに由来する塗装ムラが観察されないことが分かる。特に、算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満であるとともに塗膜の厚みが７０μｍ以上であれば塗装ムラは観察されず、算術平均うねりＷａが０．１５μｍ以下であるとともに塗膜の厚みが１５μｍ以上であれば塗装ムラは観察されないことが分かる。なお、算術平均うねりＷａが０．６５μｍ以上になると、塗膜表面が平らとなる均一な塗膜形成が困難になり、塗装ムラが生じやすくなる。よって、算術平均うねりＷａは０．６５μｍ未満がよい。

上述の実験結果より、本実施形態では結晶粒度番号が６．０以上、かつＪＩＳ Ｂ ０６０１に定義される鋼板表面の算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満であることが好ましいことが判明した。

算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満の鋼板を得るためには、鋳造にて生成する柱状晶を起源とする、鋼板の圧延方向に伸展した再結晶組織あるいは未再結晶組織の連続性を解消する必要がある。これらの周辺母相と変形挙動が異なる組織が存在することで、鋼板製造中に導入されるわずかな歪により鋼板表面に微細な凹凸の主要因であるローピングが生じる。同時に、結晶粒径が大きいとオレンジピールなどの影響が顕著になり鋼板の表面性状が更に劣化する。そのため、結晶粒度番号を６．０以上とすることが好ましい。これにより、表面品位に優れたステンレス鋼板が得られる。さらに好ましくは、７．０以上である。

以上より、本実施形態の塗装用フェライト系ステンレス鋼板には、塗膜の厚みＴと算術平均うねりＷａとの関係が下記式（Ｃ）を満足する塗膜が用いられることが好ましい。

Ｔ≧１００Ｗａ … 式（Ｃ）

上記式（Ｃ）において、Ｔは塗膜厚さ（μｍ）であって１５〜１００μｍの範囲であり、Ｗａは算術平均うねり（μｍ）である。

また、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板に、厚さ１５μｍ以上１００μｍ以下の塗膜を形成することによって塗装鋼板としてもよい。塗膜は、例えば、カチオン電着塗装によって形成してもよい。塗装鋼板における塗膜の厚みＴとフェライト系ステンレス鋼板の算術平均うねりＷａとの関係は、下記式（Ｄ）を満足していてもよい。

Ｔ≧１００Ｗａ ・・・ 式（Ｄ）

但し、上記式（Ｄ）中の各記号は以下により定義される。
Ｔ：塗膜厚さ（μｍ）
Ｗａ：算術平均うねり（μｍ）

次に、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法について説明する。本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、例えば、製鋼−熱間圧延−熱延板焼鈍−酸洗−冷間圧延−焼鈍の工程を含む。この製造工程において、以下に示す条件で熱間圧延時の高温巻取り、または熱延板焼鈍のいずれか一つあるいは両方を施しつつ、焼鈍後に調質圧延（スキンパス圧延）を施すことで、上述した塗装性に優れたフェライト系ステンレス鋼板が得られる。以下において具体的な条件を記載する。

スラブ鋳造工程
製鋼においては、上述の必須元素、および必要に応じて含有される選択元素を含有する鋼を、転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。続いて、溶製した溶鋼は、一般的な鋳造方法（例えば連続鋳造法）に従ってスラブとする。なお、鋳造条件は通常の連続鋳造条件に従うものとする。

熱間圧延工程
続いて、製造されたスラブを、所定の板厚になるように熱間圧延する。熱間圧延時のスラブの加熱温度が１１００℃未満であると、Ｎｂが完全に固溶せず、析出物が生成し、後の工程に悪影響を及ぼすことがある。一方、スラブの加熱温度を１２５０℃超とすると、スラブが、自重で高温変形するスラブ垂れが生じることがあるため好ましくない。このため、熱間圧延時のスラブの加熱温度は、１１００〜１２５０℃とするのが好ましい。さらに、生産性および表面疵の発生を考慮すると、スラブの加熱温度は、１１５０〜１２００℃であるのがより好ましい。なお、本発明においては、スラブの加熱温度と熱間圧延開始温度は同義である。

熱間圧延工程では、上記加熱したスラブに複数パスの粗圧延を施し、続いて複数スタンドからなる仕上圧延を一方向に施すのが好ましい。これにより、上記スラブは熱間圧延板となり、コイル状に巻き取られる。なお、仕上げ圧延の終了温度は９５０〜１１５０℃であるのが好ましく、巻取温度は巻取中の析出物生成による靱性低下を避ける関係上、Ｎｂを含有する場合は４００℃以上６００℃以下の範囲であるのが好ましい。

尚、Ｎｂを含有しないか、または熱延板焼鈍を省略する場合は、熱間圧延時での再結晶を促進させるために、巻取温度を７００℃以上にすることが好ましい。しかし、過度の高温化は、結晶粒径の過剰な粗大化による熱延板靱性低下を招くため、巻取温度の上限は９００℃以下であるのが好ましい。更に好ましい巻取温度は７５０℃以上、８５０℃以下である。

上記のように巻取り温度を６００℃以下または７００℃以上とすることで、熱間圧延板の加工組織が再結晶し、結晶方位をランダム化させることができ、リジングやローピング等の結晶方位に起因する肌荒れが軽減され、フェライト系ステンレス鋼板の表面品位が向上し、製品板の算術平均うねりＷａを低減することができる。なお、高温保持を長時間化させて再結晶を促進するために、巻取したコイルを保熱カバーや加熱炉に入れてもよい。この場合、熱間圧延板に熱延板焼鈍を施さずに酸洗処理し、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。これは、通常、熱間圧延板に熱延板焼鈍を施して、整粒再結晶組織を得る一般的な製造方法とは異なっている。

熱延板焼鈍酸洗工程
スラブを出発材として所定の板厚に熱延された熱間圧延板は、熱延板焼鈍を施してもよい。冷延焼鈍後に圧延方向に伸展した特定方位の結晶方位集団が解消された組織を得るためには、熱延板焼鈍において十分に再結晶を進行させる必要がある。具体的には再結晶率は５０％以上であるのが望ましい。このように十分に再結晶させることで、熱間圧延板の結晶方位がランダム化させることができ、リジングやローピング等の結晶方位に起因する肌荒れが軽減され、フェライト系ステンレス鋼板の表面品位を向上させ、製品板の算術平均うねりＷａを軽減することができる。再結晶組織等を考慮すると、熱延板焼鈍における加熱温度は７５０℃以上１１００℃以下が望ましい。さらに望ましい加熱温度は、８００℃以上、１０００℃以下である。ただし、上述したように巻取の高温化で十分に再結晶した組織が得られる場合、この熱延板焼鈍工程は省略してもよい。巻取温度の高温化と熱延板焼鈍を組み合わせることで、より望ましい表面品位を得ることが可能となる。熱延板焼鈍を施した後は、酸洗処理をし、冷間圧延工程に冷間圧延素材として供する。

冷間圧延工程
冷間圧延工程においては、６０％以上の圧下率で冷間圧延するのが好ましい。圧下率が高くなると、再結晶の駆動力となる蓄積エネルギーが増大する。その結果、圧下率の増大により再結晶粒の核生成が増大し、圧延方向に伸展した特定方位の結晶方位集団がより強く解消されやすくなる。これらの結晶方位がランダム化させることができ、リジングやローピング等の結晶方位に起因する肌荒れが軽減され、フェライト系ステンレス鋼板の表面品位を向上させ、製品板の算術平均うねりＷａを軽減することができる。また、核生成を増大させるとこで、結晶粒の微細化にも繋がる。このため、冷間圧延の圧下率は、６０％以上であるのが好ましい。また、冷間圧延の圧下率は、７０％以上であるのがより好ましい。

冷間圧延後の焼鈍工程
冷間圧延後の焼鈍については、未再結晶組織の残存を防ぐために十分に高温で焼鈍する必要がある。しかし、焼鈍温度については、過度に高温にすると、結晶粒の粗大化を招き、結晶粒度番号が６．０以上の組織が得られなくなり、オレンジピール等の肌荒れの原因となる。このため、冷間圧延後の焼鈍温度（Ｔｆ（℃））は下記式（Ｅ）で算出される範囲の温度域で行なうことが好ましい。

８５０＋３００Ｎｂ≦Ｔｆ（℃）≦９５０＋３００Ｎｂ ・・・式（Ｅ）

但し、上記式（Ｅ）中の元素記号は当該元素の含有量を質量％で示したものである。

調質圧延（スキンパス圧延）工程
上記の焼鈍後には、調質圧延を施す。一般的に、調質圧延は鋼板の形状を矯正するために施されるが、本発明者らは、算術表面粗さ（Ｒａ）が０．５μｍ以下のロールを用いて調質圧延を施すことで、それまでの工程で導入された表面凹凸が均され、算術平均うねりＷａが圧延前後で６０〜８０％低下し、塗装性が向上する知見を得ている。この効果は伸び率を０．３％以上とすることで生じるため、調質圧延は伸び率０．３％以上とすることが望ましい。さらに望ましくは１．０％以上である。この場合、算術平均うねりＷａを０．１５μｍ以下とすることが可能である。しかし、調質圧延率が３.０％を超えると加工ひずみが過剰に導入されて成形性が劣化する恐れがある。そのため、調質圧延の伸び率は３．０％以下であることが望ましい。さらに望ましくは２．０％以下である。また、巻取温度の高温化と、熱延板焼鈍等とを組み合わせることで、より望ましい表面品位を得ることができるので、調質圧延は省略してもよい。

その他製造条件
なお、スラブ厚さ、熱延板厚などは適宜設計すればよい。また、冷間圧延においては、ロール粗度、圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度などは適宜選択すればよい。焼鈍は、必要であれば水素ガスあるいは窒素ガスなどの無酸化雰囲気で焼鈍する、光輝焼鈍を実施してもよい。また、大気中で焼鈍を実施してもよい。さらに、焼鈍後に、形状矯正のためのテンションレベラー工程を実施してもよく、また通板しても構わない。

塗装鋼板の製造方法
上述したように、塗装鋼板として良好な耐食性を得るためには、塗装被膜を１５μｍ以上とする必要がある。そのため、上記方法で製造された鋼板を電着塗装や粉体塗装等の方法を用い１５μｍ以上の塗装を施され、塗装鋼板とされた後、目的の製品形状へと加工される。ただし、塗膜の厚みが１００μｍを超えると、塗膜自体の重量が増大してしまうので、塗膜の厚みは１００μｍ以下とすることが好ましい。さらに望ましくは７０μｍ以下である。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

＜実施例１＞
表１Ａ及び表１Ｂに示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造し、スラブを１１５０℃に加熱後、仕上圧延の終了温度が９５０〜１１５０℃となる条件で５ｍｍ厚さまで熱間圧延して、表２Ａ及び表２Ｂに示す巻取温度で巻取り、熱間圧延板とした。

その後、表２Ａ及び表２Ｂの温度で焼鈍し、酸洗した熱延鋼板を、直径５００ｍｍのロールを用いて６０％の圧下率で冷間圧延し、連続焼鈍および酸洗を施した。このようにして、得られた冷延焼鈍板に対して、ロール面の算術平均粗さＲａが０．５μｍ以下のロールを用いて、伸び率０．３％のスキンパス圧延を施して試験材とした。

尚、表２Ａ及び表２Ｂには、下記式（Ｅ１）及び式（Ｅ２）で示される冷延板焼鈍温度Ｔｆ（℃）の下限温度および上限温度を併記した。

Ｔｆ（℃）の下限（℃）＝８５０＋３００Ｎｂ …式（Ｅ１）
Ｔｆ（℃）の上限（℃）＝９５０＋３００Ｎｂ …式（Ｅ２）

但し、上記式（Ｅ１）、（Ｅ２）中の元素記号は当該元素の含有量を質量％で示したものである。

試験材には、１５μｍの厚さで塗装を施した。カチオン電着塗装において、塗料は日本ペイント（株）製ＰＮ−１１０を用い、浴温２８℃、塗装電圧１７０Ｖで通電し、塗膜厚みが一般部（大板表面と小板表面のうち、隙間部以外の部分）において１５μｍになるように条件選定した。焼付条件は、１７０℃×２０分とした。塗膜厚みは電磁膜厚計を用いて１試料について５点測定し、その平均値をもって膜厚とした。

＜結晶粒度番号の測定方法＞
結晶粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠して、光学顕微鏡観察を行なうことで比較法により測定した。

＜算術平均うねりＷａの測定方法＞
算術平均うねりＷａは、鋼板の圧延方向と垂直に１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を３次元粗さ測定器により表面プロファイルを測定し評価した。算術平均うねりＷａは、ＪＩＳ Ｂ０６０１に準拠して測定した。

＜表面品位の評価方法＞
表面品位は、塗装後の鋼板において、肉眼にてムラが確認されない場合を○、確認される場合を×として評価した。

＜耐食性の評価方法＞
以下に流れ錆程度の具体的な算出方法について述べる。試験片にカチオン電着塗装を施した後に塩害腐食試験に供した。供試材２枚を７０ｍｍ×４０ｍｍに切断し、端部を５ｍｍシールして試験材とした。人工海水サイクル腐食試験の試験条件は、人工海水噴霧３５℃で４時間の人工海水噴霧後、乾燥６０℃で２時間乾燥した後、湿潤５０℃、相対湿度９０％以上で２時間保持する、の合計８時間の処理を１サイクルとして１２サイクル実施した。このサイクル数は、ＳＵＳ３０４で表面の点錆が無視できない程度に発現することを基準に設定した。試験材は装置内に垂直より３０度傾けて設置した。

流れ錆の評価方法は、人工海水サイクル腐食試験後のサンプル表面に付着した流れ錆を評価部分とした。その方法として、試験後のサンプル画像を取り込み、そのうち画像長さを小サンプルの下端から大サンプルの下端まで、画像幅を板幅として取り出し、これを画像処理により錆部分のみ二値化することで流れ錆率を導出した。供試材2枚を平均した流れ錆率が５％以下を合格とした。これらの評価結果を、まとめて表２Ａ及び表２Ｂに示す。

表２Ａ及び表２Ｂに示す符号Ｂ１〜Ｂ１９は、組成が本発明で規定する範囲を満足し、加えて、製造条件が本発明における好ましい製造条件である。このため、算術平均うねりＷａ（表面品位）が本発明の規定範囲内となり、外観および耐食性も良好であった。

一方、本発明で規定する組成から外れる符号ｂ１〜ｂ７の場合、鋼板の流れ錆率が好ましい範囲外となり、耐食性が不良であった。

さらに、製造方法が、本発明の好適な範囲外である符号ｂ８〜ｂ１０の場合、算術平均うねりＷａが大きく、塗装ムラが生じる等、塗装性に劣っていた。

さらに、製造方法が、本発明の好適な範囲外である符号ｂ１１の場合、結晶粒度番号が小さく、塗装ムラが生じる等、塗装性に劣っていた。

＜実施例２＞
表３に、表１に記載した鋼種について、表３に示す各製造方法で製造後に１５μｍの厚さで塗装を施した鋼板の表面品位観察結果を示す。なお、Ｃ３のスキンパス伸び率が０．０％となっているが、この例はスキンパスを行わなかった例である。

表３に示した実施例の製造方法は、いずれも本発明の好適な範囲の製造条件とした。そして、本発明で規定する化学組成を有する鋼（表１の鋼Ｎｏ．Ａ１２）を用いた発明例Ｃ１〜Ｃ６は、本発明の規定を満足し、いずれも算術平均うねりＷａが小さく表面品位に優れ、塗装後も塗装ムラは確認されなかった。

Claims (7)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．０２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．５０％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．５０％、
   Ｐ：０．０１０〜０．０５０％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０１０％、
   Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、
   Ｎ：０．００１〜０．０３０％、
   Ｔｉ：０．０１〜０．３０％、
   Ｎｂ：０〜０．８０％、
   Ｓｎ：０〜０．５００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ａｌ：０〜３．０％、
   Ｎｉ：０〜２．０％、
   Ｖ：０〜１．０％、
   Ｃｕ：０〜２．０％、
   Ｍｏ：０〜３．０％、
   Ｃａ：０〜０．００３０％、
   Ｇａ：０〜０．１％、
   Ｂ：０〜０．００５０％、
   Ｗ：０〜３．０％、
   Ｚｒ：０〜０．３０％、
   Ｃｏ：０〜０．５０％、
   Ｓｂ：０〜０．５０％、
   Ｔａ：０〜０．１０％、
   ＲＥＭ：０〜０．０５％、
   残部Ｆｅおよび不純物からなり、
   結晶粒度番号が６．０以上であり、かつ表面起伏のうち、算術平均うねりＷａが０．６５μｍ未満を満足することを特徴とする塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
2. 塗膜の厚みＴと前記算術平均うねりＷａとの関係が下記式（１）を満足する塗膜が用いられることを特徴とする請求項１に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
   Ｔ≧１００Ｗａ … 式（１）
   上記式（１）において、Ｔは塗膜厚さ（μｍ）であって１５〜１００μｍの範囲であり、Ｗａは算術平均うねり（μｍ）である。
3. 算術平均うねりＷａが０．１５μｍ以下を満足することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．１０〜０．８０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１００％、から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．００３〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％、Ｇａ：０．０００２〜０．１％、から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
6. 前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％、Ｓｂ：０．０１〜０．５０％、Ｔａ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１乃至請求項５のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板。
7. 請求項１乃至請求項６のいずれか一項に記載の塗装用フェライト系ステンレス鋼板と、
   前記塗装用フェライト系ステンレス鋼板の表面に形成された厚さ１５μｍ以上１００μｍ以下の塗膜とを有し、
   前記塗膜の厚みＴと前記塗装用フェライト系ステンレス鋼板の前記算術平均うねりＷａとの関係が式（２）を満足することを特徴とする塗装鋼板。
   Ｔ≧１００Ｗａ … 式（２）
   上記式（２）において、Ｔ：塗膜厚さ（μｍ）であり、Ｗａ：算術平均うねり（μｍ）である。

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