耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板及其制造方法
阅读：27发布：2020-11-24
专利汇可以提供耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且该耐应 力 腐蚀 裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈 钢 板具有下述钢成分，该钢成分以 质量 ％计含有C：0.05％以下、Cr：14～19％、Si：2％以下、Mn：4％以下、Ni：5～8％、Cu：4％以下、及N：0.1％以下，余量包含Fe及不可避免的杂质，且下述的Md在-20～40的范围内，平均晶体粒径为10μm以下，且15°以上的大倾 角 晶界 所占的比率超过80％。Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.2Mo。，下面是耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板，其特征在于，具有下述钢成分，该钢成分以质量％计含有C：0.05％以下、Cr：14～19％、Si：2％以下、Mn：
4％以下、Ni：6～8％、Cu：4％以下、及N：0.1％以下，余量包含Fe及不可避免的杂质，且下述的Md在－20～40的范围内，
Md＝551－462(C+N)－9.2Si－8.1Mn－13.7Cr－29(Ni+Cu)－18.2Mo
所述不锈钢板的平均晶体粒径为10μm以下，且15°以上的大倾角晶界所占的比率超过80％。
2.根据权利要求1所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述钢成分以质量％计还含有选自Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.010％以下、Nb：0.5％以下、Ti：0.5％以下、稀土类元素：0.5％以下、Al：0.5％以下、Mg：0.005％以下、及Ca：0.005％以下中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板，其特征在于，将钢板在1.5～2.0的拉深比的范围内进行圆筒深拉深加工而制作成形品，将所述成形品在沸腾42％氯化镁水溶液中浸渍4小时，在确认所述成形品产生裂纹的应力裂纹试验中，未产生裂纹。
4.根据权利要求2所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板，其特征在于，将钢板在1.5～2.0的拉深比的范围内进行圆筒深拉深加工而制作成形品，将所述成形品在沸腾42％氯化镁水溶液中浸渍4小时，在确认所述成形品产生裂纹的应力裂纹试验中，未产生裂纹。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板，其特征在于，通过拉伸试验求出的0.2％屈服强度低于400MPa，均匀延伸率超过30％。
6.权利要求1～4中任一项所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在700～900℃、超过1小时的条件下进行冷轧后的最终退火。
7.权利要求5所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在700～900℃、超过1小时的条件下进行冷轧后的最终退火。
8.权利要求1～4中任一项所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在大于900℃且为1050℃以下、10分钟以下的条件下进行冷轧后的最终退火。
9.权利要求5所述的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在大于900℃且为1050℃以下、10分钟以下的条件下进行冷轧后的最终退火。
耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢
板及其制造方法
技术领域
[0002] 本申请基于2009年12月1日在日本申请的特愿2009-273868号主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
[0003] 近年来，已知在钢铁材料中将晶粒微细化是不依靠添加合金元素来提高强度·韧性的最有效的方法。在奥氏体系不锈钢中，在非专利文献1、2中也公开了在JISG4305所规定的SUS304中利用从加工诱发马氏体向奥氏体的相变的晶粒的微细化。通过这样的方法，形成晶体粒径为1～5μm的细粒度组织，作为微细化的效果，在非专利文献1中报告了屈服强度(0.2％屈服强度)的提高，在非专利文献2中报告了发现650～750℃下的超塑性。
[0004] 在奥氏体系不锈钢中，作为利用了由晶粒的微细化带来的效果的技术，在专利文献1中公开有金属垫片和其原料及它们的制造方法。在该专利文献1中，在JISG4305所规定的SUS301L中，利用上述的从加工诱发马氏体向奥氏体的相变和铬氮化物的析出，形成晶体粒径为5μm以下的细粒度组织。通过该细粒度组织的形成与调质轧制的组合，实现了Hv500以上的高强度化。
[0005] 目前，在奥氏体系不锈钢的晶粒微细化的技术中，如上所述在SUS304或SUS301L中，将晶体粒径调整为1～5μm，由此，指向0.2％屈服强度的提高和高强度化。
[0006] 一直以来，在奥氏体系不锈钢板中，已知存在在包含氯化物离子的腐蚀环境中产生应力腐蚀裂纹这样的问题。在非专利文献3中，作为其对策， 记载了向不含Ni的铁素体系不锈钢的变更是可靠的。另外，还记载有在从加工性及焊接性方面出发难以使用铁素体系不锈钢的情况下，高Ni量(11.5～15％)且提高了Si量和Cu量的SUSXM15J1系的奥氏体系不锈钢是有效的。
[0007] 对于改进以点蚀及缝隙腐蚀为起点的应力腐蚀裂纹，添加上述的合金是有效的。在专利文献2中公开了包含约9％的Ni、超过1.5％且低于2.5％的Cu、且含有少量Mo及N的耐应力腐蚀裂纹性及耐点蚀性优异的奥氏体系不锈钢。在专利文献3中公开有一种耐应力腐蚀裂纹性优异的奥氏体系合金，其特征在于，包含Cr：18～35％、Ni：25～50％、Mo：
8％以下、Mn：6％以下、N：0.5％以下、C：0.03％以下，Cr量及Ni量多。在专利文献4中公开有一种耐气候性、耐间隙腐蚀性及耐应力腐蚀裂纹性优异的奥氏体系不锈钢，其特征在于，包含C：0.08％以下、Si：0.1～3％、Cr：18～23％、Ni：8.5～12％、Mo：0.2～2％、Cu：
0.2～3.5％、N：0.03～0.25％并调整了Mn和S的含量，复合添加Cu和N，进而添加了少量的Co、W、V、Nb。
8％以下、Mn：6％以下、N：0.5％以下、C：0.03％以下，Cr量及Ni量多。在专利文献4中公开有一种耐气候性、耐间隙腐蚀性及耐应力腐蚀裂纹性优异的奥氏体系不锈钢，其特征在于，包含C：0.08％以下、Si：0.1～3％、Cr：18～23％、Ni：8.5～12％、Mo：0.2～2％、Cu：
0.2～3.5％、N：0.03～0.25％并调整了Mn和S的含量，复合添加Cu和N，进而添加了少量的Co、W、V、Nb。
[0008] 另外，作为应力腐蚀裂纹，也产生晶界型裂纹，因此，在专利文献5～7中公开有晶界型应力腐蚀裂纹的改进。在专利文献5中示出了有一种耐晶界腐蚀性及耐晶界应力腐蚀裂纹性优异的奥氏体系不锈钢，其特征在于，包含Mo及Nb中的任一种或两种。在专利文献6、7中公开有一种耐晶界应力腐蚀裂纹性优异的奥氏体系不锈钢及其制造方法，其特征在于，通过将C量限制在0.03％以下，使其含有0.15％以下的N，调整钢坯的加热温度及时间，从而降低碳化物的析出量，减少晶界附近的Cr缺乏量。
[0009] 上述的非专利文献3及专利文献2～7中所公开的奥氏体系不锈钢都含有超过8％的Ni，且通过添加Cu、Mo、Si以及作为微量元素的Nb、Co、W、V等，改善了耐应力腐蚀裂纹性。
[0010] 工业生产中的退火温度在非专利文献3、4中是公知的。另外，关于晶体粒径，在非专利文献5中是公知的。通常说明了奥氏体系不锈钢即使在1000～1100℃下退火，调整成分，晶粒细化的限度也低于晶体粒度No.10，即晶体粒径比10μm大。
[0011] 在将现有的奥氏体系不锈钢的晶粒微细化的技术中，并没有完全明确 晶粒的微细化对于耐应力腐蚀裂纹性的效果。
[0012] 另外，如上所述，已经说明了通常奥氏体系不锈钢即使在1000～1100℃下退火，调整成分，晶体粒径也比10μm大。在专利文献2～7中，未特别记载制造方法(退火温度)和晶体粒径。因此，只要在专利文献2～7中公开与通常不同的特别的制造方法，就能够容易推断其晶体粒径与非专利文献3同样地比10μm大。
[0013] 如上所述，在奥氏体系不锈钢中，未发现尝试以8％以下的Ni量改善耐应力腐蚀裂纹性的研究。进而，完全没有如下所述的技术构思及那样的公开，即Ni量为8％以下、且不依靠添加高价的Mo，通过晶粒的微细化，减少奥氏体系不锈钢的缺点即应力腐蚀裂纹，实现耐应力腐蚀裂纹性和加工性的兼顾。
[0014] 现有技术文献
[0015] 专利文献
[0016] 专利文献1：国际公开第02/088410号小册子
[0017] 专利文献2：日本特开昭61-9557号公报
[0018] 专利文献3：日本特开昭62-180037号公报
[0019] 专利文献4：日本特开昭62-247048号公报
[0020] 专利文献5：日本特开昭62-287051号公报
[0021] 专利文献6：日本特开平8-269550号公报
[0022] 专利文献7：日本特开平10-317104号公报
[0023] 专利文献8：日本特愿2008-157717号(日本特开2009-299171号公报)[0024] 非专利文献
[0025] 非专利文献1：铁与钢(鉄と鋼)，78(1992)，141～148
[0026] 非专利文献2：铁与钢，80(1994)，249～253
[0027] 非专利文献3：ステンレス鋼便覧，第3版，560
[0028] 非专利文献4：西山纪念技术讲座“ステンレス鋼製造技術の最近の進歩”115(社)日本钢铁协会
[0029] 非专利文献5：日本钢管技报(日本鋼管技報)，No.87(1980)，51～60[0030] 非专利文献6：OIM ACADEMY，(株)TSL Solutions
发明内容
[0031] 发明所要解决的课题
[0032] 本发明的目的在于提供一种奥氏体系不锈钢板，其Ni量为8％以下，且不依靠添加高价的Mo，而通过晶粒的微细化来克服奥氏体系不锈钢的缺点即应力腐蚀裂纹，具有实现了耐应力腐蚀裂纹性与加工性的兼顾的平均晶体粒径为10μm以下的细粒度组织。
[0033] 用于解决课题的手段
[0034] 本发明的一个方式涉及的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板具有下述钢成分，该钢成分以质量％计含有C：0.05％以下、Cr：14～19％、Si：2％以下、Mn：4％以下、Ni：5～8％、Cu：4％以下、及N：0.1％以下，余量包含Fe及不可避免的杂质，且下述Md在-20～40的范围内，平均晶体粒径为10μm以下，且15°以上的大倾角晶界所占的比率超过80％。
[0035] Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.2Mo
[0036] 在本发明的一方式涉及的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板中，所述钢成分以质量％计还可以含有选自Mo：1％以下、V：1％以下、B：0.010％以下、Nb：0.5％以下、Ti：0.5％以下、稀土类元素：0.5％以下、Al：0.5％以下、Mg：0.005％以下、及Ca：0.005％以下中的一种或两种以上。
[0037] 本发明一方式涉及的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的特征在于，将钢板在1.5～2.0的拉深比的范围内进行圆筒深拉深加工而制作成形品，将所述成形品在沸腾42％氯化镁水溶液中浸渍4小时，在确认所述成形品产生裂纹的应力裂纹试验中，未产生裂纹。
[0038] 另外，所述拉深比为将坯料直径除以凸模直径而得到的值。
[0039] 本发明一方式涉及的耐应力腐蚀裂纹性和加工性优异的细粒度奥氏体系不锈钢板的通过拉伸试验求出的0.2％屈服强度低于400MPa，均匀延伸率超过30％。
[0040] 发明效果
[0041] 根据本发明一方式涉及的具有细粒度组织的奥氏体系不锈钢板，Ni量为8％以下，且不依靠添加高价的Mo，能够克服奥氏体系不锈钢的缺点即应力腐蚀裂纹，实现耐应力腐蚀裂纹性和加工性的兼顾。附图说明
[0042] 图1是表示平均晶体粒径与Md的关系的图表。
[0043] 图2是表示在沸腾42％氯化镁水溶液中浸渍4小时后的成形品的外观的照片。
[0044] 图3是表示图2的(i)、(ii)的钢的显微组织的照片。
[0045] 图4是在沸腾42％氯化镁水溶液中的裂纹产生时间与平均晶体粒径及Md的关系的图表。
[0046] 图5是表示细粒度材料(晶粒微细的钢板)在沸腾42％氯化镁水溶液中的裂纹产生时间与大倾角晶界的比率的关系的图表。
具体实施方式
[0047] 本发明人等为了解决上述的课题，将Ni量8％以下的奥氏体系不锈钢作为对象，对最适于细粒度组织的形成的成分平衡、和通过微细化来兼顾应力腐蚀裂纹的改善作用和加工性进行了深入研究，从而完成了本发明。下面，对其代表性的实验结果进行说明。
[0048] 另外，在本实施方式中，细粒度组织是指平均晶体粒径为10μm以下。
[0050] 在冷轧中，一边水冷一边将板温保持在10℃，抑制加工发热。由此，促进加工诱发马氏体的生成。
[0051] 在冷轧板退火(最终退火)中，为了充分利用从加工诱发马氏体向奥氏体的相变来形成细粒度组织，将温度在600～1050℃的范围中进行调整，将保持时间在1分钟～24小时的范围中进行调整。
[0052] 将在冷轧后进行最终退火而得到的钢板进行酸洗，然后，供于平均晶 体粒径的测定、大倾角晶界所占的比率的测定、裂纹产生时间的测定。
[0053] [表1]
[0054] (质量％)
[0055]C Si Mn Cr Ni Cu N Md
A 0.029 0.29 1.2 14.3 7.0 2.5 0.020 43.0
B 0.024 0.90 1.8 15.9 7.1 2.0 0.010 29.5
C 0.040 0.60 1.5 16.1 6.4 2.2 0.060 15.3
D 0.043 0.41 1.0 17.2 6.5 2.3 0.058 -0.3
E 0.013 0.33 2.3 16.8 7.1 3.2 0.014 -13.4
F 0.021 0.28 2.0 15.6 8.4 2.9 0.009 -25.0
SUS304 0.055 0.60 1.1 18.2 8.3 0.1 0.035 0.6
A 0.029 0.29 1.2 14.3 7.0 2.5 0.020 43.0
B 0.024 0.90 1.8 15.9 7.1 2.0 0.010 29.5
C 0.040 0.60 1.5 16.1 6.4 2.2 0.060 15.3
D 0.043 0.41 1.0 17.2 6.5 2.3 0.058 -0.3
E 0.013 0.33 2.3 16.8 7.1 3.2 0.014 -13.4
F 0.021 0.28 2.0 15.6 8.4 2.9 0.009 -25.0
SUS304 0.055 0.60 1.1 18.2 8.3 0.1 0.035 0.6
[0057] 大倾角晶界所占的比率通过EBSP法的晶界图像显示进行测定。在EBSP法中，通过晶界图像显示来识别低于15°的小倾角晶界和15°以上的大倾角晶界，可以算出总晶体晶界中占有的大倾角晶界的比率。在此，在非专利文献6中，报告了晶粒数为3000个以上的测定结果在统计学上反映大部分的性质。因此，以包含晶粒数3000个以上的方式调整测定倍率。
[0058] 在测定裂纹产生时间时，在坯料直径为67.5mmφ、凸模直径为35mmφ、凹模直径为37mmφ、防皱装置压力为1吨的条件下对钢板进行拉深比(将坯料直径除以凸模直径而得的值)为1.9的圆筒深拉深加工。将得到的成形品放置48小时后确认未产生时效裂纹。然后，将成形品浸渍在JIS G 0576所规定的沸腾42％氯化镁水溶液中，测定裂纹产生时间。
[0059] (a)图1表示以在800℃下保持4小时的条件进行冷轧板退火而得到的钢板的平均晶体粒径与成分平衡(Md)的关系。
[0060] Md为以下述(1)式所定义的值。另外，式中的元素记号表示该元素的含量(质量％)。
[0061] Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.2Mo (1)[0062] 由图1可知，Md上升的同时，平均晶体粒径变小。通过Md的上升，通过冷轧生成的加工诱发马氏体的量增加。因此，考虑通过提高Md，如上所述的非专利文献1、2所述在冷轧后的退火中，促进充分利用从加工诱发马氏体向奥氏体的相变的微细化。由该研究可知，为了微细化至目标的平均晶体粒径10μm以下，将Md设定为-20以上是有效的。
[0063] 另外，若对Md大致相同的SUS304(图1中的菱形符号)与钢D的结果进行比较，则确认减小了Cr量及Ni量且添加了Cu的钢成分(钢D)对微细化是有效的。
[0064] (b)与上述的裂纹产生时间的测定同样地进行操作，对平均晶体粒径(d)不同的钢B(i)、(ii)和SUS316L(iii)进行圆筒深拉深加工而制作成形品(圆筒深拉深材料)。将该成形品在沸腾42％氯化镁水溶液中浸渍4小时。图2表示浸渍后的成形品的外观。另外，图3表示供于图2的试验的钢B(i)、(ii)的显微组织的照片。
[0065] 如图2所示，与用通常的退火(以1050℃保持1分钟)制造的平均晶体粒径为28μm的钢(图2(ii))相比，在将平均晶体粒径微细化至3μm的钢(图2(i))的情况下，在将成形品(圆筒深拉深材料)浸渍在沸腾42％氯化镁水溶液中的试验结果中未产生裂纹。
[0066] SUS316L(17Cr-12Ni-2Mo)(图2(iii))以高的含量含有Ni及Mo，与通用的SUS304(18Cr-8Ni)相比，为耐应力腐蚀裂纹也优异的高价的奥氏体系不锈钢。但是，如图2(iii)所示，在成形品的开口端部，产生多处裂纹。
[0067] 由该结果发现了如下的新见解：通过晶粒的微细化，耐应力腐蚀裂纹性(裂纹产生的有无)显着提高。
[0068] (c)图4表示上述的在沸腾42％氯化镁水溶液中的裂纹产生时间与平均晶体粒径及Md的关系。另外，图4中的向上箭头(↑)表示比裂纹产生时间所标绘的点处的值长。
[0069] 可知在具有Md＝29.5的钢成分(钢B)的钢板中，通过晶粒微细化(平均晶体粒径10μm以下)的效果，裂纹产生时间显著提高。该理由虽然并不是很明确，但可有如下推定。应力腐蚀裂纹基本上为晶内裂纹。通过晶粒的微细化，成为裂纹起点的晶内面积率比大幅度减小。而且，已知钢铁 材料中的断裂韧性通过晶粒的微细化而明显提高。可以认为是由于这些主要因素对耐应力腐蚀裂纹性发挥了不少效果。
[0070] 在比较的SUS316L中，在相同的试验条件下通过2～3小时的浸渍产生裂纹。在本实施方式中，将在该试验条件下浸渍4小时(hr)未产生裂纹作为目标特性。该目标特性是指裂纹产生时间超过4小时，显然超出了SUS316L的耐应力腐蚀裂纹性(裂纹产生时间)。
[0071] 另外，通过图4所示的晶粒微细化而耐应力腐蚀裂纹性提高的钢板(具有钢B的钢成分的钢板)是以在800℃下加热4小时或24小时的条件实施冷轧后的冷轧板的最终退火而制造的。
[0072] 另外，图4所示的裂纹产生时间低于4小时、平均晶体粒径超过10μm的钢板是以在900℃～1050℃下加热1分钟～4小时的条件实施冷轧后的冷轧板的最终退火而制造的。裂纹产生时间低于4小时、平均晶体粒径为10μm以下的钢板是以在800℃下加热4小时的条件实施冷轧后的冷轧板的最终退火而制造的。
[0073] (d)微细化对于耐应力腐蚀裂纹性的效果的体现受成分平衡(Md)的影响。为了体现由微细化带来的抑制应力腐蚀裂纹的效果，需要将Md设定为-20～40的范围。
[0074] 在图4中，在具有Md＝43的钢成分(钢A)的钢板中，即使晶粒微细化，裂纹产生时间也不会大幅提高。该理由如下推定。认为是因微细化而材料本身硬质化。由此，推定在圆筒深拉深中生成大量的加工诱发马氏体，由于杯侧壁上的残留应力的提高，从而应力腐蚀裂纹的抑制效果未体现。根据该研究，为了体现由微细化带来的抑制应力腐蚀裂纹的效果，Md在40以下是有效的。
[0075] (e)在具有Md值低的Md＝-25的钢成分(钢G)的钢板中，如项目(a)所述，难以形成细粒度组织。因此，在图4中，将平均晶体粒径设定为10μm以下抑制应力腐蚀裂纹(微细化的效果)是困难的。根据该结果，为了体现由微细化带来的抑制应力腐蚀裂纹的效果，Md为-20以上是有效的。
[0076] (f)在细粒度材料(晶粒微细的钢板)的耐应力腐蚀裂纹性中，除了Md外，也受在晶体晶界中大倾角晶界所占的比率影响。图5为表示具有钢 B的钢成分的钢板的裂纹产生时间与15°以上的大倾角晶界的比率的关系的图表。另外，图5中的向上箭头(↑)表示比裂纹产生时间所标绘的点处的值长。如图5所示，在具有钢B的钢成分、晶粒微细的钢板中，在15°以上的大倾角晶界的比率超过80％时，上述项目(b)及(c)中记载的耐应力腐蚀裂纹性大幅提高。该理由考虑如下。细粒度材料通过下述方法来制造：在冷轧中使加工诱发马氏体尽可能多地生成，然后，在比通常低温的退火中充分利用从加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变。由于在冷轧中的应变的蓄积大，且为低温退火，因此，退火后的残留应变也容易变大。在以这样的条件制造钢板的情况下，奥氏体晶粒的再结晶成为进行途中，存在大量未确认为大倾角晶界的低于15°的小倾角晶界。因此，大倾角晶界的比率降低是指钢的残留应变大，推定钢的残留应变阻碍了耐应力腐蚀裂纹性。
[0077] 另外，图5所示的具有钢B的钢成分的钢板是以在800℃下加热10分钟～24小时的条件实施冷轧后的冷轧板的最终退火而制造的。通过调整最终退火的加热时间，制造大倾角晶界的比率不同的钢板。图5所示的大倾角晶界的比率超过80％的钢板是以在800℃下加热1小时的条件实施冷轧后的冷轧板的最终退火而制造的。
[0078] (g)晶粒的微细化除了受钢成分影响外，也受制造条件的影响。为了充分利用从加工诱发马氏体向奥氏体的相变，在冷轧中促进加工诱发马氏体相变是有效的。因此，优选以冷轧增加压下率，且抑制加工发热。另外，在细粒度材料中，为了提高大倾角晶界的比率而体现耐应力腐蚀裂纹性，优选以尽量在低温下保持长时间的条件实施在冷轧后实施的最终退火。具体而言，以在700～900℃下加热超过1小时的条件实施最终退火是有效的。另外，提高15°以上的大倾角晶界的比率对降低0.2％屈服强度和提高延伸率也是有效的，也有助于提高加工性。
[0079] 本发明人等已经在专利文献8中提出了具有平均晶体粒径为10μm以下的细粒度组织的冲压成型用奥氏体系不锈钢板及其制造方法。专利文献8的目的在于改善深拉深加工后的“时效裂纹”、即材料的延迟断裂，为与在本实施方式中改善的“应力腐蚀裂纹”、即材料的腐蚀和熔化相关的现象不同的技术课题的技术。在专利文献8中，对于对上述的应力腐蚀裂纹有影 响的15°以上的大倾角晶界的比率完全没有研究。另外，最终的退火时间实质上为1小时以下。
[0080] 在本实施方式中，在专利文献8提出的细粒度钢中，为了提高耐应力腐蚀裂纹性，发现了作为其影响因素的15°以上的大倾角晶界的比率的必需范围。另外，了解到将最终的退火时间控制在超过1小时是极其有效的。
[0081] 本实施方式基于上述(a)～(g)的见解而完成。
[0082] 下面，对本实施方式的各要点进行详细说明。另外，各元素的含量的“％”是指“质量％”。
[0083] (A)下面说明本实施方式的关于钢板的钢成分的限定理由。
[0084] 在本实施方式中，形成平均晶体粒径为10μm以下的细粒度组织，通过该微细化的效果，提高耐应力腐蚀裂纹性。因此，在本实施方式的奥氏体系不锈钢板中，规定了成分及成分平衡(Md)。
[0085] C为奥氏体生成元素，以确保奥氏体的稳定度的目的进行添加。若大量添加C，则成为硬质，加工性降低。另外，促进碳化物的析出，阻碍了作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性。因此，将C含量的上限设定为0.05％。该上限优选为0.03％。C含量的下限从与制造性的关系出发，优选设定为0.005％。
[0086] 为了得到充分的耐蚀性，需要含有14％以上的Cr，因此，将Cr含量的下限设定为14％。该下限优选为15％，更优选为16％。另一方面，若大量添加Cr，则硬质化，并且形成δ铁素体，由此加工性降低。进而，阻碍作为本实施方式的目的的晶粒的微细化。因此，将Cr含量的上限设定为19％。该上限优选为18％。
[0087] Si作为强脱氧剂是有效的。但是，若大量添加Si，则硬质化，同时阻碍制造性。因此，将Si含量的上限设定为2％。该上限优选为1.5％。另一方面，Si具有提高作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性的作用。为了得到这些作用，优选含有0.5％以上的Si。Si含量的下限从与制造性的关系出发，优选设定为0.1％。
[0088] Mn为奥氏体生成元素，以确保奥氏体稳定度和提高加工性作为目的进行添加。若大量添加Mn，则形成MnS，耐蚀性降低。由此，阻碍了作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性。因此，将Mn含量的上限设定为4 ％。该上限优选为3％。Mn含量的下限由于上述目的优选设定为0.5％。
[0089] Ni为奥氏体系不锈钢中不可缺的元素，从奥氏体的稳定度及加工性的确保这一点出发，将Ni含量的下限设定为5％。该下限优选为6％。另一方面，Ni为高价稀有的元素，且也具有阻碍作为本实施方式的目的的晶粒的微细化的作用。因此，将Ni含量的上限设定为8％。该上限优选为7.5％以下。
[0090] Cu与上述Ni相同，以确保奥氏体的稳定度及软质化作为目的而进行添加。进而，也是为了减少Ni含量、且促进耐应力腐蚀裂纹性的提高和晶粒的微细化而优选的元素。但是，若大量添加Cu，则热加工性降低。另外，有时对完全不需要Cu金属成分的钢种的钢水的品质、排出的熔渣品质、及其有效利用造成不良影响产生障碍。因此，将Cu含量的上限设定为4％。该上限优选为3％。为了得到上述效果，Cu含量的下限优选为1％，更优选为1.5％。
[0091] N与C相同，是奥氏体生成元素，以确保奥氏体的稳定度为目的进行添加。但是，若大量添加N，则成为硬质，加工性降低。因此，将N含量的上限设定为0.1％。该上限优选为0.06％以下。N含量的下限从与制造性的关系出发，优选为0.005％，更优选为0.01％。
[0092] Mo虽然在本实施方式中不是必需元素，但为了提高耐蚀性及作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性，也可以适时添加。但是，Mo为非常昂贵的稀有元素，因此，在添加的情况下，将Mo的含量的上限设定为1％。该上限优选为0.5％。为了得到上述效果，优选将Mo的含量的下限设定为0.1％。
[0093] V虽然在本实施方式中不是必需元素，即使效果不及Mo，但为了提高耐蚀性及作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性也可以适时添加。但是，V为高价元素，并且是固溶强化元素，所以会阻碍加工性。因此，在添加的情况下，将V含量的上限设定为1％。该上限优选为0.5％。为了得到上述效果，优选将V含量的下限设定为0.1％。
[0094] 为了提高热加工性也可以适时添加B、稀土类元素(REM)。但是，若B含量超过0.010％，则有时显著损害了制造性及耐蚀性。因此，在添加的情况下，将B含量的上限设定为0.010％。该上限优选为0.005％。在添加 的情况下，B含量的下限优选0.0005％。
[0095] 另一方面，若稀土类元素的含量超过0.5％，则有时会损害制造性及经济性。因此，优选将稀土类元素的含量的上限设定为0.5％。该上限更优选为0.2％。在添加的情况下，稀土类元素的含量的下限优选为0.005％。
[0096] 另外，稀土类元素(REM)为选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、及Lu中的一种以上。
[0097] Nb、Ti形成碳氮化物而抑制Cr碳化物的生成。由此，有助于提高耐应力腐蚀裂纹性。因此，也可以适时添加。但是，若大量添加Nb、Ti，则加工性及制造性降低，因此，将Nb、Ti的各自的含量的上限设定为0.5％。Nb、Ti的各自的含量的上限优选为0.3％。在添加的情况下，Nb、Ti的各自的含量的下限优选为0.005％，更优选为0.01％。
[0098] Al作为脱氧元素是有效的元素，因此，也可以适时添加。但是，若添加过量的Al，则导致加工性及焊接性降低，因此将Al含量的上限设定为0.5％。该上限优选为0.3％，更优选为0.1％。在添加的情况下，Al含量的下限优选0.01％。
[0099] Mg、Ca在钢水中与Al一起形成氧化物作为脱氧剂起作用，因此，也可以适时添加。Ca具有固定S改善热加工性的作用。但是，若以过度量添加Mg、Ca，则导致耐蚀性及焊接性降低，因此，Mg、Ca的各自的含量的上限设定为0.005％。Mg、Ca各自的含量的上限优选为
0.002％。在添加的情况下，Mg、Ca的各自的含量的下限为0.0001％，更优选为0.0003％。
0.002％。在添加的情况下，Mg、Ca的各自的含量的下限为0.0001％，更优选为0.0003％。
[0100] 另外，本实施方式的奥氏体系不锈钢除了上述的成分之外，作为不可避免的杂质的一部分也可以在下述范围内含有P、S。P、S为对热加工性及耐蚀性有害的元素。优选将P含量设定为0.1％以下。P含量更优选为0.05％以下。优选将S含量设定为0.01％以下。S含量更优选为0.005％以下。
[0101] 在本实施方式中，除上述的成分范围以外，还通过(1)式所示的Md规定最适于形成细粒度组织的成分平衡。
[0102] Md＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.2Mo (1)[0103] 亚稳定奥氏体系不锈钢即使在Ms点(马氏体相变开始温度)以上的温度下，通过塑性加工也能引起马氏体相变。通过加工产生相变的上限温 度被称为Md点。即，Md点为表示奥氏体的稳定度的指标。
[0104] 通过以(1)式所示的Md成为-20～40范围进行成分调整，由此得到作为本实施方式的目的的细粒度组织的形成和由微细化带来的耐应力腐蚀裂纹性的提高作用。在Md低于-20的情况下，如上述项目(d)、(e)所述，难以形成细粒度组织及体现耐应力腐蚀裂纹性。另一方面，在Md超过40的情况下，如上述项目(d)、(e)所述，虽然对细粒度组织的形成是有效的，但阻碍了耐应力腐蚀裂纹性的体现。优选的Md的范围为-5～35。
[0105] (B)下面对本实施方式的钢板的制造方法进行说明。
[0106] 在制造本实施方式的细粒度奥氏体系不锈钢板时，具有(A)项所述的钢成分，将平均晶体粒径设定为10μm以下，且将15°以上的大倾角晶界所占的比率设定为大于80％，为了有效地体现耐应力腐蚀裂纹性，优选设定以下的制造条件。
[0107] 本实施方式的钢板的制造方法具有以下工序：将具有(A)项的钢成分的铸坯进行热轧而形成热轧板的工序、对热轧板进行退火的工序(热轧板退火)、将退火的热轧板冷轧而形成冷轧板的工序、将冷轧板退火的工序(也称为冷轧板退火或最终退火)。
[0108] 直至热轧为止的制造方法没有特别限定，适用公知的条件。
[0109] 为了通过冷轧后的最终退火形成细粒度组织，如上述项目(g)所述，通过冷轧促进加工诱发马氏体相变是有效的。为了将作为本实施方式的目的的平均晶体粒径设定为10μm以下，在冷轧后使加工诱发马氏体的体积率成为50％以上是有效的。优选使加工诱发马氏体的体积率成为超过60％。冷轧后的最终退火条件是以将晶粒微细化、且提高15°以上的大倾角晶界的比率的方式进行调整。也优选调整冷轧条件，进而更优选也调整热轧板退火。
[0110] 下面，对各工序的条件进行说明。
[0111] 通过热轧板退火，将供于冷轧的奥氏体晶粒粗粒化至20μm以上，为了通过冷轧促进加工诱发马氏体相变，优选将热轧板退火的温度设定为1050～1200℃的范围。在热轧板退火的温度低于1050℃的情况下，有时奥氏体粒径低于20μm。在热轧板退火的温度大于1200℃的情况下，退火后的酸洗性等降低，有时阻碍表面品质。另外，超过1200℃的退火对设备的 负荷也大。热轧板退火的温度更优选为1080～1180℃的范围。
[0112] 在冷轧中，为了促进加工诱发马氏体相变，优选将压下率设定为70％以上，且将轧制温度设定为50℃以下。
[0113] 在压下率低于70％的情况下，加工诱发马氏体的体积率低于50％，如上所述难以形成细粒度组织。压下率更优选80％以上。压下率的上限虽然没有特别规定，但考虑热轧板制造和冷轧设备能力优选90％以下。
[0114] 在轧制温度超过50℃的情况下，加工诱发马氏体体积率低于50％，如上所述难以形成细粒度组织。轧制温度的下限虽然没有特别规定，但优选在工业上通过水冷达到的温度10℃以上。在用小规模的轧制设备制造的情况下，轧制温度不限定在10℃以上，即使为通过液氮等的冷却达到的低温(例如，-200℃)也没关系。
[0115] 在冷轧后的最终退火中，为了将平均晶体粒径设定为10μm以下且将大倾角晶界的比率设定为超过80％，将最终退火的温度设定为700～1050℃的范围。在最终退火的温度低于700℃的情况下，为冷轧中的应变蓄积的状态，奥氏体粒的再结晶不充分，加工性显著降低。另外，15°以上的大倾角晶界的比率也较小，阻碍了作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性。优选将最终退火的温度的下限设定为750℃以上。在最终退火的温度超过1050℃的情况下，奥氏体的晶粒生长进行，平均晶体粒径大于10μm。优选将最终退火的温度设定为900℃以下。为了实现作为本实施方式的目标的大倾角晶界的比率为超过80％的细粒度组织，更优选将最终退火的温度设定为750～850℃的范围。
[0116] 在最终退火的温度为700～900℃的情况下，为了促进奥氏体的再结晶并提高15°以上的大倾角晶界的比率，优选将最终退火的退火时间设定为超过1小时。最终退火的退火时间更优选为2小时以上。最终退火的退火时间(保持时间)的上限虽然没有限定，但设想在铬系不锈钢中在工业上公知的箱式退火，则优选设定为24小时以下。为了实现作为本实施方式的目标的大倾角晶界的比率超过80％的细粒度组织，更优选将最终退火的退火时间设定为4～24小时的范围。在用小规模的退火设备制造的情况下，最终退火的退火时间未限定为24小时以下，即使超过24小时也没关系。
[0117] 在最终退火的温度为大于900℃且为1050℃以下的情况下，考虑到晶 粒生长，优选将退火时间设定为10分钟以下(短时间保持)。更优选的是，将最终退火的退火时间(保持时间)设定为1分钟以下也没关系。
[0118] (C)下面对本实施方式的钢板的金属组织的限定理由进行说明。
[0119] 在本实施方式的细粒度奥氏体系不锈钢板中，平均晶体粒径为10μm以下，且15°以上的大倾角晶界的比率超过80％。该金属组织是使用具有(A)项的钢成分的铸坯，实施(B)项的优选的制造条件而得到的。
[0120] 在平均晶体粒径超过10μm的情况下，难以体现作为本实施方式的目的的由微细化带来的优异的耐应力腐蚀裂纹性。进而，即使平均晶体粒径为10μm以下，15°以上的大倾角晶界的比率低于80％的情况下，如上述项目(f)所述，也阻碍了由微细化带来的耐应力腐蚀裂纹性的提高。
[0121] 为了有效地体现作为本实施方式的目的的耐应力腐蚀裂纹性，优选平均晶体粒径为5μm以下，且15°以上的大倾角晶界的比率大于85％。平均晶体粒径的下限虽然没有特别规定，但从非专利文献1、2及专利文献1也可知难以将平均晶体粒径设定为低于1μm。因此，考虑实际方面，优选平均晶体粒径设定为1～5μm的范围。
[0122] 15°以上的大倾角晶界的比率如上所述设定为超过80％，优选设定为超过85％。提高大倾角晶界的比率对于在细粒度材料(晶粒微细的钢板)中0.2％屈服强度的降低和延伸率的提高也是有效的，也有助于加工性的提高。
[0123] 作为本实施方式的目标的加工性根据上述的背景优选超过铁素体系不锈钢接近以SUS304等为代表的奥氏体系不锈钢。因此，优选0.2％屈服强度低于400MPa，且均匀延伸率大于30％。
[0124] 为了使其兼具耐应力腐蚀裂纹性和这些加工性，15°以上的大倾角晶界的比率优选为超过85％，更优选为超过90％。
[0125] 另外，在本实施方式中，机械性质即0.2％屈服强度及均匀延伸率通过JIS13号B拉伸试验进行评价。实施例
[0126] 下面，对本实施方式的实施例进行叙述。
[0127] 将具有表2所示的钢成分的奥氏体系不锈钢铸坯熔炼，进行热轧而形成板厚为4mm的热轧板。钢No.1～23满足本实施方式中规定的钢成分的条件。钢No.24～28脱离本实施方式中规定的钢成分的条件。
[0128] [表2]
[0129] (质量％)
[0130]钢No. C Si Mn Cr Ni Cu N 其他 Md
1 0.023 0.88 1.8 16.0 7.1 2.1 0.011 25.3
2 0.047 0.89 1.7 16.1 6.9 2.0 0.010 22.2
3 0.007 0.90 1.8 16.1 7.1 2.1 0.011 30.9
4 0.040 0.88 1.8 14.2 7.2 2.1 0.011 38.9
5 0.023 0.88 1.8 18.8 6.9 2.0 0.011 -4.6
6 0.020 0.20 1.8 16.0 7.1 2.1 0.011 33.0
7 0.023 1.60 1.8 16.0 7.1 2.5 0.011 - 7.1
8 0.023 0.88 3.6 16.0 7.1 1.9 0.011 16.3
9 0.023 0.88 0.5 16.0 7.1 2.2 0.011 32.7
10 0.023 0.88 1.8 16.0 7.8 2.0 0.011 7.4
11 0.045 0.90 2.0 16.5 5.6 2.5 0.011 37.9
12 0.025 1.20 2.0 16.0 7.5 1.0 0.015 37.8
13 0.020 0.80 1.7 16.0 7.0 3.5 0.012 -10.4
14 0.023 0.90 1.8 16.0 7.1 1.6 0.090 2.9
15 0.023 0.90 1.9 16.0 7.0 2.0 0.007 31.5
16 0.025 0.90 1.8 16.1 7.0 2.0 0.010 Mo：0.8 15.8
17 0.023 0.88 1.8 16.0 7.0 2.1 0.011 B：0.0015 27.9
18 0.023 0.88 1.8 16.0 7.1 2.0 0.011 REM：0.12 28.2
19 0.025 0.90 2.0 16.0 7.1 2.1 0.011 Ti：0.05 22.4
20 0.023 0.88 2.0 15.8 7.1 2.1 0.011 Nb：0.2，Ti：0.01 26.2
21 0.023 0.90 2.0 15.9 7.1 2.1 0.011 Mg，Ca：0.0007 24.7
22 0.025 0.90 2.0 15.8 7.1 2.1 0.011 Al：0.2 25.1
23 0.025 1.00 1.8 16.0 7.2 1.8 0.013 V：0.4 27.6
24 0.040 0.60 1.0 18.2 8.4 0.8 0.035 -15.2
25 0.011 0.50 0.6 18.1 8.2 0.1 0.01 41.8
26 0.060 0.55 0.9 16.8 10.0 0.2 0.015 Mo：2 -58.9
27 0.013 0.31 2.1 16.8 7.6 3.5 0.025 -39.9
28 0.010 0.55 1.0 16.2 7.0 2.0 0.01 43.8
1 0.023 0.88 1.8 16.0 7.1 2.1 0.011 25.3
2 0.047 0.89 1.7 16.1 6.9 2.0 0.010 22.2
3 0.007 0.90 1.8 16.1 7.1 2.1 0.011 30.9
4 0.040 0.88 1.8 14.2 7.2 2.1 0.011 38.9
5 0.023 0.88 1.8 18.8 6.9 2.0 0.011 -4.6
6 0.020 0.20 1.8 16.0 7.1 2.1 0.011 33.0
7 0.023 1.60 1.8 16.0 7.1 2.5 0.011 - 7.1
8 0.023 0.88 3.6 16.0 7.1 1.9 0.011 16.3
9 0.023 0.88 0.5 16.0 7.1 2.2 0.011 32.7
10 0.023 0.88 1.8 16.0 7.8 2.0 0.011 7.4
11 0.045 0.90 2.0 16.5 5.6 2.5 0.011 37.9
12 0.025 1.20 2.0 16.0 7.5 1.0 0.015 37.8
13 0.020 0.80 1.7 16.0 7.0 3.5 0.012 -10.4
14 0.023 0.90 1.8 16.0 7.1 1.6 0.090 2.9
15 0.023 0.90 1.9 16.0 7.0 2.0 0.007 31.5
16 0.025 0.90 1.8 16.1 7.0 2.0 0.010 Mo：0.8 15.8
17 0.023 0.88 1.8 16.0 7.0 2.1 0.011 B：0.0015 27.9
18 0.023 0.88 1.8 16.0 7.1 2.0 0.011 REM：0.12 28.2
19 0.025 0.90 2.0 16.0 7.1 2.1 0.011 Ti：0.05 22.4
20 0.023 0.88 2.0 15.8 7.1 2.1 0.011 Nb：0.2，Ti：0.01 26.2
21 0.023 0.90 2.0 15.9 7.1 2.1 0.011 Mg，Ca：0.0007 24.7
22 0.025 0.90 2.0 15.8 7.1 2.1 0.011 Al：0.2 25.1
23 0.025 1.00 1.8 16.0 7.2 1.8 0.013 V：0.4 27.6
24 0.040 0.60 1.0 18.2 8.4 0.8 0.035 -15.2
25 0.011 0.50 0.6 18.1 8.2 0.1 0.01 41.8
26 0.060 0.55 0.9 16.8 10.0 0.2 0.015 Mo：2 -58.9
27 0.013 0.31 2.1 16.8 7.6 3.5 0.025 -39.9
28 0.010 0.55 1.0 16.2 7.0 2.0 0.01 43.8
[0131] 将热轧板退火，然后进行冷轧和最终退火。冷轧和最终退火在本实施方式的优选条件及其以外的条件下实施。特别是冷轧在边在常温下水冷边将轧制温度设定为低于30℃的条件(＜30℃)和未实施水冷等通过加工发热在冷轧中将轧制温度提升50℃的条件(＞50℃)中的任一条件下进行。
[0132] 对进行冷轧和最终退火而制造的钢板进行酸洗，然后，进行平均晶体粒径的测定、由EBSP法进行的15°以上的大倾角晶界的比率的测定、耐应 力腐蚀裂纹性(裂纹产生时间)的测定、机械性质(0.2％屈服强度、均匀延伸率)的测定。
[0133] 各种评价方法在上述的条件下进行。
[0134] 具体而言，在测定平均晶体粒径时，将钢板截面埋入树脂进行研磨后进行硝酸电解腐蚀。然后，通过JISG 0551所规定的钢-晶体粒度的显微镜试验方法求得平均晶体粒径。
[0135] 在测定大倾角晶界的比率时，以包含3000个以上的晶粒的方式调整测定倍率，通过EBSP法测定钢板的显微组织的晶界图像。通过晶界图像显示来识别低于15°的小倾角晶界和15°以上的大倾角晶界，算出总晶体晶界中所占的大倾角晶界的比率。
[0136] 在测定裂纹产生时间时，与上述的测定方法同样地在坯料直径为67.5mmφ、凸模直径为35mmφ、凹模直径为37mmφ、防皱装置压力为1吨的条件下对钢板进行拉深比(将坯料直径除以凸模直径而得的值)为1.9的圆筒深拉深加工。将得到的成形品放置48小时后确认未产生时效裂纹。然后，将成形品浸渍在JIS G 0576所规定的沸腾42％氯化镁水溶液中，测定裂纹(应力腐蚀裂纹)产生的时间。目测判定裂纹的有无。
[0137] 机械性质通过JIS13号B拉伸试验进行评价。
[0138] 将制造条件与特性的关系表示在表3中。
[0139] 另外，表3中的“HA”表示热轧板退火，“FA”表示最终退火。“粒径”表示平均晶体粒径，“大倾角比率”表示大倾角晶界(large angle grainboundary)所占的比率(％)(ratio of large angle grain boundary)。“SCC产生时间”表示应力腐蚀裂纹产生的时间。在“SCC产生时间”中，“↑”是指提高在其左侧所记载的数值。另外，符号*表示脱离本实施方式所规定的必需条件及优选条件。
[0140] [表3]
[0141]
[0142] (注)HA：热轧板退火、FA：最终退火、粒径：平均晶体粒径、大倾角比率：大倾角晶界所占的比率(％)、SCC：应力腐蚀裂纹大倾角晶界所占的比率(％)为在与粒径并排的( )内记载的数值。在SCC产生时间中，“↑”是指超过数值范围。
[0143] “*”是指脱离本实施方式所规定的条件。
[0144] 试验No.1、3、8～29具有本实施方式的钢成分，通过本实施方式的优选制造条件制造。这些钢板的平均晶体粒径为10μm以下，且15°以上的大倾角晶界的比率超过80％，应力腐蚀裂纹产生时间得到了大幅超过作为目标的4小时以上的评价结果。另外，这些钢板具有0.2％屈服强度低于400MPa，且均匀延伸率超过30％的机械性质。因此，达到了优异的耐应力腐蚀裂纹性的同时，也达到了优选的加工性。由此，在具有本实施方式的钢成分且通过本实施方式的优选的制造条件制造的奥氏体系不锈钢板中，通过晶粒的微细化，体现优异的耐应力腐蚀裂纹性，实现了兼具耐应力腐蚀裂纹性和加工性。
[0145] 试验No.5虽然具有本实施方式的钢成分，但最终退火的退火时间缩短为1小时。因此，未充分促进奥氏体的再结晶，15°以上的大倾角晶界的比率为75％，低于80％。因此，虽然平均晶体粒径减小为6μm，但应力腐蚀裂纹的产生时间变为3小时，未得到目标的耐应力腐蚀裂纹性。
[0146] 试验No.6虽然具有本实施方式的钢成分，但通过脱离本实施方式的优选的制造条件的条件制造。最终退火的温度低于700℃较低，因此，为在冷轧中的应变蓄积的状态，奥氏体晶粒的再结晶不充分，15°以上的大倾角晶界的比率低于80％。另外，虽然平均晶体粒径减小为1μm，但由于冷轧时的残留应变，未提高耐应力腐蚀裂纹性，应力腐蚀裂纹的产生时间变为0.5小时。进而，0.2％屈服强度变为400MPa以上，钢板硬质化，加工性也降低。
[0147] 试验No.7虽然具有本实施方式的钢成分，但在公知的退火温度下制造，最终退火温度比1050℃还高。因此，平均晶体粒径为30μm。虽然15°以上的大倾角晶界的比率为98％，但应力腐蚀裂纹产生时间为3小时，未发现由晶粒的微细化带来的耐应力腐蚀裂纹的提高。
[0148] 试验No.30、32、34、35、37虽然具有脱离本实施方式的条件的钢成分，但通过本实施方式的优选制造条件制造。在试验No.30、32、37中，晶粒微细化，平均晶体粒径为10μm以下。但是，应力腐蚀裂纹产生时间低于4小时，未发现作为本实施方式的目标的耐应力腐蚀裂纹性的提高。特别是在试验No.37中，认为由于Md超过40，从而阻碍了耐应力腐蚀裂纹性的体现。在试验No.34、35中，Md低于-20，因此，难以形成细粒度 组织，平均晶体粒径比10μm还大。因此，应力腐蚀裂纹产生时间低于4小时，未发现作为本实施方式的目标的耐应力腐蚀裂纹性的提高。
[0149] 试验No.31、33、36具有脱离本实施方式的条件的钢成分，且通过脱离本实施方式的优选制造条件的条件制造。这些钢板的平均晶体粒径为28μm或30μm，由于是以往公知的成分，因此如预料的那样未达到作为本实施方式的目标的耐应力腐蚀裂纹性。
[0150] 产业上的可利用性
[0151] 根据本实施方式，Ni量为8％以下且不依靠添加高价的Mo，通过将晶粒微细化，克服了奥氏体系不锈钢的缺点即应力腐蚀裂纹，得到了兼具耐应力腐蚀裂纹和加工性的奥氏体系不锈钢板。因此，本实施方式的奥氏体系钢板可适当地应用于在包含氯化物离子的腐蚀环境下被使用的部件等。
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