不锈钢板及其制造方法
阅读：222发布：2021-06-10
专利汇可以提供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。并且一种适合于精密加工用途的不锈 钢 板，按 质量 ％计，C≤0.030％、Si≤0.80％、Mn≤1.20％、P≤0.045％、S≤0.01％、Cu≤0.60％、Mo≤0.60％、Al≤0.02％、18.0％≤Cr≤19.0％、8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％ 铁 和杂质构成，由式(1)定义的Md30值为25～55，平均晶体粒径为5μm以下。Md30＝497‑462(C+N)‑9.2(Si)‑8.1(Mn)‑13.7(Cr)‑20(Ni+Cu)‑18.5(Mo)···式(1)其中，在式(1)中，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo是指钢中的各元素的含量(单位：质量％)。，下面是不锈钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种不锈钢板，按质量％计，C≤0.030％、Si≤0.80％、Mn≤1.20％、P≤0.045％、S≤
0.01％、0.05％≤Cu≤0.60％、0.05％≤Mo≤0.60％、Al≤0.02％、18.0％≤Cr≤19.0％、
8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％
平均晶体粒径为5μm以下，
Md30＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.5(Mo)…式(1)其中，在式(1)中，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo是指钢中的各元素的含量，单位是质量％。
2.根据权利要求1所述的不锈钢板，其中，板厚为0.15mm以下。
3.根据权利要求2所述的不锈钢板，其中，板厚偏差为该板厚的±4％以下。
4.一种不锈钢板的制造方法，其以67％以上的冷轧率对奥氏体不锈钢板实施冷轧之后，进行810～940℃的退火，所述奥氏体不锈钢板按质量％计C≤0.030％、Si≤0.80％、Mn≤1.20％、P≤0.045％、S≤0.01％、0.05％≤Cu≤0.60％、0.05％≤Mo≤0.60％、Al≤
0.02％、18.0％≤Cr≤19.0％、8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％
Md30＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.5(Mo)…式(1)其中，在式(1)中，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo是指钢中的各元素的含量，单位是质量％。
5.根据权利要求4所述的不锈钢板的制造方法，其中，所述退火少于600秒。
不锈钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及不锈钢板及其制造方法。更具体地涉及耐腐蚀性和形状的平坦性优异、晶粒充分微细化以适应最近的要求精密性的蚀刻加工或激光加工的、适合于精密加工用途的不锈钢板及其制造方法。本申请要求2012年9月4日在日本提交的特愿2012-194214号的优先权，将其内容援用至此。
背景技术
[0002] 近年来，精密加工技术快速地进步，要求加工性优于以往的不锈钢材料。特别要求的点是耐腐蚀性、形状的平坦性、晶粒充分细粒化和经济性。
[0004] 专利文献1中公开了一种光蚀刻加工用不锈钢板及其制造方法，该不锈钢板以如下的范围含有C：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、Ni：4.0％以上且20.0％以下、Cr：12.0％以上且25.0％以下、N：0.20％以下和Nb：0.01％以上且0.3％以下，余量由Fe和杂质构成，平均晶体粒径为15μm以下。
[0005] 与上述同样地，专利文献2中公开了一种光蚀刻加工用不锈钢板及其制法，该不锈钢板以如下的范围含有C：0.08％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.045％以下、S：0.05％以下、Ni：5.0％以上且15％以下、Cr：15％以上且20％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，平均晶体粒径为15μm以下。
[0006] 另外，专利文献3、4中也公开了光蚀刻加工用不锈钢板。
[0008] 另外，已知奥氏体稳定度低、加工诱发马氏体相变容易的SUS301、SUS301L是比较容易细粒化的成分体系。这些钢板在汽车的汽缸盖垫片、隔膜用压缩机的隔膜板等中实际应用。或者，细粒化的材料作为光蚀刻加工或激光加工用的母材实际应用。
[0009] 然而，在这种301系材料中，Cr和Ni的含量比SUS304低，具有在要求耐腐蚀性的环境中不能安心使用的问题。因此，最通常使用的不锈钢板是含有18％以上的Cr和8％以上的Ni的SUS304。
[0010] 然而，比以往更强烈地寻求具有与SUS304相同或更高的耐腐蚀性、晶粒充分微细化的材料，但在工业上没有实现。例如，在专利文献1的表2的钢种D中，平均晶体粒径为6、7、8、15μm。在专利文献2的表3的钢种C、D中，平均晶体粒径为7、8μm。在专利文献3的表2的合金B中，平均晶体粒径为6、7、9μm。在专利文献4的表2的合金B中，平均晶体粒径为6、9μm。照此，含有18％以上的Cr和8％以上的Ni的现有不锈钢板在近年来的高集成化的金属掩模用途等的使用中，具有平均晶体粒径太粗的问题。在这些专利文献1～4中，平均晶体粒径满足5μm以下的均为Cr：低于18％、Ni：低于8％的耐腐蚀性差的组成范围。照此，可以确认采用目的是细粒化的这些专利文献1～4，难以使含有18％以上的Cr和8％以上的Ni的耐腐蚀性优异的不锈钢板中的平均晶体粒径为5μm以下。
[0012] 另外，在上述专利文献1～4中，作为细粒化退火前的轧制压下率，具有以下的记载。
[0013] 在专利文献1的段落0024中记载了“对最终退火前的冷轧时的压下率没有特别限制，只要是通常进行的约40％以上的压下率即可”。另外，该文献的[表2]记载了实验室规模的实施例的试制条件。然而，退火前压下率在全部14个例子的13个例子中为50％，仅仅1个例子中为65％。
[0014] 在专利文献4的权利要求3中记载了“以轧制率为30％进行冷轧之后，在700℃以上且900℃以下的温度下热处理，从而使平均晶体粒径为10μm以下”。另外，在该文献的段落[0026]中记载了“轧制率低于30％时，没有引入构成再结晶的驱动力的充分的应变，在此后的热处理中，形成混合晶粒组织，蚀刻面粗糙化。因此，将轧制率设定为30％以上”。照此确认在该文献中是30％左右的低轧制率。
[0015] 此外，在专利文献4的段落[0030]～[0032]中作为实施例记载了在从2.5mm厚度冷轧到1mm厚度之后进行低温下的细粒化退火。此时的轧制率不过为60％。
[0016] 专利文献3中与专利文献4同样地记载了细粒化退火前的压下率。然而，没有记载细粒化退火前的压下率有助于促进细粒化，只是记载了发生再结晶即可的极低的压下率的条件。
[0017] 专利文献2中没有记载细粒化退火前的压下率对细粒化退火后的平均晶体粒径造成的影响。在该文献的实施例中只是记载了从2.5mm轧制到1mm的60％的事例。
[0018] 迄今已知退火前的加工应变有助于晶粒的微细化。尽管如此，在目的是晶粒的微细化的这些发明中，对于细粒化退火前的压下率没有充分记载的原因无非是因为在实际的批量制造中确保大的轧制率从生产率和品质的观点考虑是困难的。
[0019] 即使是SUS304系的成分体系，尤其在冷却轧制的情况下，或者在容许生产率降低而实施反复几道次的轧制来施加彻底性的大压下的情况下，也具有相变为马氏体推进而能够将晶粒微细化的可能性。然而，这种特别的轧制导致的晶粒的微细化难以实现工业上有效率的生产，事实上没有发现有这种制品。
[0020] 其中，关于特别的轧制导致的晶粒的微细化，例如有以下的报告。专利文献5、6中记载，为了改善压制成形性，通过将冷轧时的不锈钢板水冷，促进马氏体相变，结果即使是SUS304系的成分，也能够达到5μm以下的细粒化(专利文献5的表2的钢编号25、表3的试验编号31，专利文献6的表2的钢编号25、表3的试验编号32)。然而，在不实施水冷等特别的冷轧时，连容易细粒化的SUS301L系的成分(钢编号1)也仅仅能细粒化至7μm。对于细粒化困难的SUS304系的成分，甚至没有实施不水冷的试验。
[0021] 而且，在这些专利文献5、6的实施例中，通过在能够防止晶粒生长的低温下进行1～12小时的长时间退火，达成了细粒化。然而，这种长时间退火使生产率劣化。不仅如此，材料表面的氧化覆膜生长、或者材料中含有的Si在表层部富集等，使后段的蚀刻加工性、激光加工性降低，因此不适合作为精密加工用不锈钢板的热处理。
[0022] 其中，关于在光亮退火(bright annealing)时不锈钢板中生成的氧化覆膜对蚀刻加工性造成的不良影响，以前就被专利文献7、专利文献8报道了。
[0023] 现有技术文献
[0024] 专利文献
[0025] 专利文献1：日本特开2003-3244号公报
[0026] 专利文献2：日本特开2005-314772号公报
[0027] 专利文献3：日本特开2005-320586号公报
[0028] 专利文献4：日本特开2005-320587号公报
[0029] 专利文献5：日本特开2009-299171号公报
[0030] 专利文献6：日本特开2011-117024号公报
[0031] 专利文献7：日本特开2002-275541号公报
[0032] 专利文献8：日本特开平11-269613号公报
发明内容
[0033] 发明要解决的问题
[0034] 在容许生产率的降低而实施多道次冷轧时，不仅轧制成本上升，而且由于在大的轧制负载下轧制，制品形状难以维持平坦，还具有难以应用于本来目的的精密加工用途的问题。
[0035] 另外，在精密加工用途中，大多使用制品板厚150μm以下的不锈钢板，这种板厚较薄的钢板更难以确保大的压下率，而且难以用拉伸矫直机(tension leveler)等矫正不平坦的形状，因此期望有解决办法。
[0036] 本发明是鉴于上述现状而做出的，其目的是提供为了确保与通常使用的SUS304相等或更高的耐腐蚀性而含有18％以上的Cr和8％以上的Ni，并且平均晶体粒径为5μm以下的适合于精密加工的不锈钢板。
[0037] 用于解决问题的方案
[0038] 为了促进加工诱发马氏体相变，有效的是，减少添加元素的量，降低奥氏体组织的稳定度。然而，从耐腐蚀性的观点考虑，Cr和Ni受到制约，因此，重要的是将除此以外的元素的添加量慎重地减少到没有不良影响的范围内。
[0039] 单纯地只是促进相变为属于硬组织的马氏体，则材料变硬，稳定的轧制或者经济的轧制变得困难。因此，本发明人等着眼于C量很大程度影响着生成的马氏体组织的硬度，在减少C的添加量的方向上调整成分体系。此外，将在抑制晶粒生长上很有效的Nb的添加量适当化。
[0040] 在本发明中，通过详细地重新考虑形成合金的所有的组成范围，并控制在适当的范围内，从而不实施特别的冷轧也能够充分促进加工诱发马氏体相变，实现了不发生大的加工硬化、轧制性和轧制后的形状平坦性优异、适合于晶粒的微细化且耐腐蚀性优异的亚稳态奥氏体系的精密加工用不锈钢板。
[0041] 基于上述认识而做出的本发明如下所述。
[0042] [1]一种不锈钢板，按质量％计，C≤0.030％、Si≤0.80％、Mn≤1.20％、P≤0.045％、S≤0.01％、Cu≤0.60％、Mo≤0.60％、Al≤0.02％、18.0％≤Cr≤19.0％、8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％铁和杂质构成，
[0043] 由式(1)定义的Md30值为25～55，
[0044] 平均晶体粒径为5μm以下。
[0045] Md30＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.5(Mo)…式(1)[0046] 其中，在式(1)中，C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo是指钢中的各元素的含量(单位：质量％)。
[0047] [2]根据[1]所述的不锈钢板，其中，板厚为0.15mm以下。
[0048] [3]根据[2]所述的不锈钢板，其中，板厚偏差为该板厚的±4％以下。
[0049] [4]一种不锈钢板的制造方法，其以超过65％的冷轧率对奥氏体不锈钢板实施冷轧之后，进行810～940℃的退火，所述奥氏体不锈钢板按质量％计C≤0.030％、Si≤0.80％、Mn≤1.20％、P≤0.045％、S≤0.01％、Cu≤0.60％、Mo≤0.60％、Al≤0.02％、
18.0％≤Cr≤19.0％、8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％
18.0％≤Cr≤19.0％、8.0％≤Ni≤9.0％、0.03％
[0050] 发明的效果
[0051] 本发明通过详细地重新考虑形成合金的所有的组成范围，并控制在适当的范围内，从而不实施特别的冷轧也能够充分促进加工诱发马氏体相变，实现了不发生大的加工硬化、轧制性和轧制后的形状平坦性优异、适合于晶粒的微细化且耐腐蚀性优异的亚稳态奥氏体系的适于精密加工的不锈钢板。
[0052] 尤其，在板厚等的偏差允许公差较小、制品的形状矫正困难的板厚150μm以下的情况下，本发明的效果是显著的。
具体实施方式
[0054] ·C≤0.030％
[0055] C在本专利中是具有重要意义的元素。
[0056] C的含有强力地提高奥氏体稳定度，抑制马氏体相变，显著提高相变的马氏体组织的强度，使轧制加工性降低。因此，将C的上限限定为0.030％。C在低温下退火时生成铬碳化物，使耐腐蚀性降低。另外，使再结晶行为变得不稳定。因此，优选为0.025％以下。下限没有特别规定，在通常的制造中为0.003％以上。
[0057] ·Si≤0.80％
[0058] Si作为制钢时的脱氧剂使用。Si的化合物在蚀刻加工时形成粉垢(smut)，使蚀刻速度降低。另外，含量多时，Md值变低，抑制加工诱发马氏体相变。因此，将Si的上限设定为0.80％。如果在制造工序上没有脱氧不足等问题，则优选为0.7％以下。下限没有特别规定，通常为0.10％以上。
[0059] ·Mn≤1.20％
[0060] Mn是奥氏体生成元素，降低Md值。因此，将Mn的上限设定为1.20％。大量的Mn使耐腐蚀性降低，因此，优选为1.0％以下，下限没有特别设定，由于还有助于钢的强度，因此优选为0.30％以上。
[0061] ·P≤0.045％
[0062] 损害热加工性的P优选较少，上限为0.045％。
[0063] ·S≤0.01％
[0064] 损害热加工性的S优选较少，上限为0.01％。更优选为0.007％以下。
[0065] ·Cu≤0.60％
[0066] Cu是奥氏体生成元素，降低Md值。因此，将Cu的上限设定为0.60％。优选为0.5％以下。下限没有特别设定，由于从废料原材料等中带入，有时含有0.05％以上。
[0067] ·18.0％≤Cr≤19.0％
[0068] 从耐腐蚀性的观点出发，Cr必须为18.0％以上。从提高Md值的观点出发，Cr的上限设定为19.0％。从耐腐蚀性和成本的平衡考虑，优选为18.5％以下。
[0069] ·8.0％≤Ni≤9.0％
[0070] 从耐腐蚀性的观点出发，Ni必须为8.0％以上。从提高Md值的观点出发，将Ni的上限限定为9.0％。Ni提高奥氏体稳定度，且是昂贵的元素，因此优选为8.5％以下。
[0071] ·Mo≤0.60％
[0072] 对于Mo，从提高Md值的观点出发，将其上限限定为0.60％。由于Mo是昂贵的材料，因此优选将其含量设定为0.50％以下。下限没有特别设定，为了有助于提高耐腐蚀性，添加0.05％以上是有效的。
[0073] ·0.03％
[0074] Nb抑制晶粒的生长，是推进细粒化所需的元素，必须含有超过0.03％。0.03％以下时，不能发挥它们的充分效果。
[0075] 本发明的化学组成由于比301L系更难细粒化，因此优选含有超过0.05％的Nb。过量的含有不仅导致成本上升，而且阻碍再结晶，因此将其上限设定为0.12％。为了确保稳定的再结晶行为，优选为0.10％以下。
[0076] ·0.02％≤N≤0.1％
[0077] N与C同样地大幅提高奥氏体稳定度，因此将其上限限制在0.1％。N使热轧中的轧制性降低，增加表面缺陷，因此优选为0.08％以下。然而，由于通过固溶强化而有助于提高钢的强度，因此添加0.02％以上。从提高强度的观点出发，优选添加0.03％以上。
[0078] ·Al≤0.02％
[0079] Al作为脱氧剂使用，在轧制中生成难以破碎的硬质的夹杂物，有时对最终制品具有不良影响。因此，Al的上限设定为0.02％。优选为0.015％以下。另外，已知的是，在通过扩散接合将经过蚀刻加工的不锈钢板层叠的用途中，Al使扩散接合性降低，在这种用途中，优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下。下限没有特别设定，即使在不有意添加且不使用Al作为脱氧剂的情况下，也大多含有0.001％左右。
[0080] ·Md30值：25～55
[0081] 表示奥氏体组织的稳定度的Md30值是根据式(1)(Gladman式)由钢的化学组成求出的值。
[0082] Md30＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.5(Mo)…式(1)[0083] 其中，式(1)中的C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo是指钢中的各元素的含量(单位：质量％)。
[0084] Md30值的意义是施加30％的应变时引起50％的马氏体相变的温度。Md30值越高，马氏体相变被促进，逆相变导致的细粒化变得越容易。不用进行特别冷却的冷轧或很多道次的冷轧就能够实现5μm以下的平均晶体粒径的Md30值限定为25以上。从促进马氏体相变的观点出发，Md30值优选为28以上，更优选为30以上。另一方面，Md30高、奥氏体的稳定度低的情况下，冷轧时的加工硬化大，轧制负荷变大，因此将其上限设定为55。另外，在奥氏体稳定度低的情况下，需要提高退火温度，细粒化变难，因此从降低退火温度的观点出发，Md30值优选为48以下，更优选为40以下。
[0085] ·平均晶体粒径≤5μm
[0086] 平均晶体粒径限定为5μm以下。其限定理由如下所示。蚀刻加工面或激光加工面受晶体粒径的影响，已知的是，粒度越细，越可获得平滑的加工面。在最近的高性能金属掩模中，主要采用板厚150μm～80μm的不锈钢板。对于提供给高性能的金属掩模或精密的蚀刻加工用途的材料，一般要保证±4％的板厚精度、实际制品的板厚偏差落在±3％以内。
[0087] 在上述例子中，用板厚表示时，要保证±3.2～6.0μm的板厚精度，在实际制品中抑制在±2.4～4.5μm以下的板厚偏差。
[0088] 照此，即使以高精度管理板厚，如果晶体粒径粗大，则也会损害加工面的平滑性，制品的最终精度很大程度受晶体粒径支配。即，对于制品板厚较薄、板厚偏差被抑制在小范围的材料，为了活用它的特性，要求特别小的平均晶体粒径、其数值需要为5μm以下。
[0089] 考虑到普通高性能金属掩模材料的板厚，平均晶体粒径优选为4.5μm以下。尤其考虑到作为高性能金属掩模而大量使用的板厚100μm以下的制品，平均晶体粒径进一步优选为3.0μm以下。
[0090] 本发明的不锈钢板除了精密加工用途以外在要求耐腐蚀性和晶粒的微细化的用途中也是有效的。作为这种用途例，可列举出预期通过晶粒的微细化来提高疲劳强度的用途(例如汽车的汽缸盖垫片、隔膜式压缩机的隔膜板等)或者在成形加工后优选不粗糙化的用途(不锈钢壳体、机械底盘或印刷装置的调色刀(toner blade)等机器部件)。
[0091] 在金属掩模、调色刀等要求表面的平滑性的用途中，通常使用Ra(平均粗糙度)为0.1μm以下的不锈钢板，最近正在使用0.05μm以下的不锈钢板。通过与本申请的细粒材料组合，加工面的平滑性变得格外良好。表面的平滑化尤其能够通过以降低精轧的辊表面粗糙度的方式进行研磨、轧制而容易达成，另外如果根据需要组合使用无润滑轧制等，Ra为约
0.01μm以下的不锈钢板虽然成本升高，但可充分地制造。
0.01μm以下的不锈钢板虽然成本升高，但可充分地制造。
[0092] 接着说明本发明的不锈钢板的制造方法。
[0094] ·热轧
[0095] 本发明的不锈钢板强烈要求材料的平坦度。因此，母材的热轧卷材也要求有优异的平坦度。一般，在热轧卷材中，存在宽度方向中央部的板厚较厚而端部较薄的板厚偏差(板材隆起，sheet crown)。在本发明中，使用具有与制品宽度同样宽度的热轧卷材是有效的。例如，在制造600mm宽度的制品的情况下，若将1200mm宽度的热轧卷材作为母材、在宽度方向上分割为一半来使用，则在600mm宽度的轧制时，由于初期状态下的左右的板厚(母材的宽度中央部与端部的板厚)不同，因此仅是单侧伸长的轧制，难以实现稳定的轧制。相反，如果从开始就采用600mm宽度的热轧卷材，则冷轧稳定，也比较容易确保大的压下率。对于本发明的精密加工用不锈钢板，理想的是将具有与制品宽度同样宽度的热轧卷材作为母材。
[0096] ·冷轧率(压下率)>65％
[0097] 在即将实施细粒化的退火之前的冷轧中，从促进加工诱发马氏体相变和引入充分的加工应变的观点出发，超过65％的压下率是必须的。从将退火后的粒径微细化的观点出发，该压下率越高越好。为了即使在批量生产时具有制造波动也可稳定实现细粒化，优选超过70％的压下率。只要冷轧时轧制形状不恶化，则进一步优选75％以上的压下率。
[0098] 一般，对于Md30值超过25的亚稳态奥氏体钢，以超过65％的压下率进行冷轧时，推进加工硬化，难以进行稳定的轧制。尤其最终制品的板厚为150μm以下的情况下，冷轧前的板厚为大约300μm以下，相对于工作轧辊直径来说轧制材料的板厚较薄，受之影响特别难以确保大的压下率。
[0099] 在本发明中，通过在不锈钢板的化学组成中将C的含量限定为0.030％以下，抑制相变的马氏体组织的硬度上升，即使是容易进行马氏体相变的成分体系，也能稳定地实施压下率超过70％的冷轧。
[0100] 对压下率的上限没有特别规定，但材料的硬度随着轧制而上升，轧制变困难，因此通常为90％以下。
[0101] ·退火温度：810～940℃
[0102] 退火温度高时，晶粒生长并粗大化，因此退火温度的上限设定为940℃。从防止晶粒生长的观点考虑，优选为900℃以下。为了使平均粒径达到3μm以下，优选为875℃以下。另一方面，退火温度太低时，未再结晶区域增多，成形加工性降低，因此退火温度限定为810℃以上。优选为825℃以上。再结晶行为取决于所选择的成分体系和退火前的压下率而变化，因此为了稳定地确保微细化的组织，优选在上述温度范围内确定适当的退火温度。
[0103] 如果成分、压下率在本发明的范围内，则退火时间的影响比较小，再结晶在短时间内进行，因此对退火时间的下限没有特别限定。以通常的制造条件实施即可，具体而言，在目标温度保持1秒以上即可。如果只考虑再结晶行为，则只要是在没有过度的晶粒生长的范围内，上限值也没有必要特别规定，通常从生产率的观点出发为少于600秒。
[0104] 通过在更低的温度下实施600秒以上的长时间的退火，可以防止晶粒生长，同时获得细粒化的再结晶组织。然而，600秒以上的长时间的退火不仅生产率低劣，而且发生表面覆膜的生长、Si氧化物在表面上的富集，因此具有蚀刻加工性、激光加工性降低的问题。
[0105] 实施例
[0106] 以下说明本发明的实施例。
[0107] (实施例1)
[0108] 对表1所示的化学组成A～I实施30kg的试验熔解。各合金的设定思想如下所述。在以下的表中，下划线表示本发明的范围外。化学组成的“-”表示不有意地含有。
[0109] 合金A：发明例，本发明的优选方式的一个例子。
[0110] 合金B：发明例，在本发明范围内，通过降低C的含量，提高Md30值。
[0111] 合金C：发明例，在本发明范围内，通过提高C的含量，降低Md30值。
[0112] 合金D：比较例，普通的SUS304的成分体系，C的含量和Md30值在本发明的范围外。
[0113] 合金E：比较例，从合金D中减少Cu和Mo的含量，将Md30值设定为本发明范围。C在范围外。
[0114] 合金F：比较例，普通的SUS304L的成分体系。Ni量和Md30值在本发明的范围外。
[0115] 合金G：比较例，过度减少化学组成，Md30值超过本发明的范围。
[0116] 合金H：比较例，作为细粒材料具有实际成果的SUS301L系。Cr和Ni的含量低、在本发明的范围外。
[0117] 合金I：比较例，Cr和Ni的含量过高，Md30值低于本发明的范围。
[0118] 需要说明的是，对于轧制加工性和耐腐蚀性显然低劣的SUS301的成分体系，没有实施试验。
[0119] [表1]
[0120]
[0121] 将合金A～I在高频熔化炉中熔解，静止铸造为锭，获得约30kg的铸锭(60mm×200mm×340mm)。在铸锭的表面上通过机械切削实施修整之后，加热至1150℃，通过热轧轧制至板厚6mm。热轧之后，在1130℃下保持4分钟进行退火，通过机械研削，除去表面的氧化皮，并将板厚调整至5mm。此后，使用冷轧机冷轧至2mm，制作各6块2mm×180mm×超过1000mm的冷轧钢板，通过在Ax气体(氢气75％-氮气25％)气氛中在1100℃下保持2分钟来退火。
[0122] 此后，进行冷轧至板厚0.5mm、0.6mm、0.7mm、0.8mm和1.0mm这5种级别，再次通过在Ax气体气氛中在1100℃下保持1分钟来退火。
[0123] 进行从这5种级别的板厚到0.2mm的冷轧，制作以不同的压下率(60％、67％、71％、75％和80％)引入加工应变的试验片。在该轧制中，使用工作辊直径120mm的可逆式的4段冷轧机，测量轧制负载和轧制所需的电流值(轧机电流，mill current)，判断轧制的负荷。
[0124] 这样轧制的试验片通过在Ax气体气氛中在800℃、820℃、870℃、920℃和960℃的温度保持30秒钟，从而实施热处理。
[0125] 热处理后的试验片沿着与轧制垂直的方向被切断，通过用光学显微镜观察该截面来测定平均晶体粒径。
[0126] <细粒化退火前的压下率的研究>
[0127] ·将退火条件固定为870℃×保持30秒，确认各成分体系的压下率的影响。表2示出了细粒化退火前进行的冷轧的压下率与退火后的平均晶体粒径的关系。
[0128] [表2]
[0129]
[0130] ·在所有的成分体系中，退火前的压下率越高，越细粒化。
[0131] ·在合金D、F和I中，粒径没有达到5μm以下。
[0132] ·在合金A、B、C、E和G中，压下率超过65％时，粒径达到5μm以下。
[0133] ·只有合金H，即使在压下率为60％时，粒径也为5μm以下，再次确认是适合于细粒化的成分体系。
[0134] 照此确认，为了获得粒径5μm以下的平均晶体粒径，可行的是，选择合金A、B、C、E、G和H，以超过65％的压下率进行冷轧(关于合金H，60％以上即可)。
[0135] <轧制负荷的调查>
[0136] 冷轧是在一道次的轧制负载不超过40吨的范围内各自选择不徒增道次数的道次进度表来实施的。调查结果示于表3中。
[0137] [表3]
[0138]
[0139] 表中的数值是轧制负载(吨)。
[0140] 从表3可以确认，合金D、E、G和H中，最大的轧制负载超过25吨，有轧制负载大的趋向。
[0141] 轧制负载的最终判断是采用轧制时轧制马达所消耗的最大电流(轧机电流)值，超过80A则判断为轧制负载过大。调查结果示于表4中。
[0142] [表4]
[0143]
[0144] 表中的数值是轧机电流(A)。
[0145] 从表3和4可以确认，为了避免过大的轧制负荷，同时确保超过65％的压下率，可以选择合金A、B、C、F和I。
[0146] <退火温度和退火时间的调查>
[0147] 使用以压下率75％实施了冷轧的样品，调查使退火温度变化为800℃、820℃、870℃、920℃和960℃并保持30秒钟时的平均晶体粒径。另外，调查将退火温度设定为800℃并保持3600秒钟时的平均晶体粒径。调查结果示于表5中。
[0148] [表5]
[0149]
[0150] 在退火温度为800℃下保持30秒钟的情况下，在所有的合金中，未再结晶的组织是支配性的。
[0151] 另一方面，在退火温度为800℃下保持3600秒钟的情况下，在所有的合金中确认再结晶。
[0152] 在合金A、B、C、E、G和H中，通过在800℃的退火温度下保持3600秒钟，确认平均晶体粒径小于3μm。
[0153] 另外，在退火温度为960℃下保持30秒钟的情况下，在所有的合金中，平均晶体粒径超过5μm。
[0154] 在合金A、B、C、E、G和H中，在820℃～920℃的退火温度下保持30秒钟的情况下，确认平均晶体粒径小于5μm。
[0155] 合金A、B、G和H在上述退火温度范围保持30秒钟时，确认平均粒径为3.0μm以下。
[0156] <耐腐蚀性的评价>
[0157] 关于合金A和H，使用在压下率75％下冷轧之后在920℃下退火的试验片，根据JIS G 0577，通过动电位法进行点蚀电位测定，实施耐腐蚀性的评价。
[0158] 试验面积为1cm2，使用调整为pH＝7.0的200mol/m3的氯化钠水溶液，在60℃的环境中以0.3mV/s的电位扫描速度实施。评价通过Vc’100进行，按饱和甘汞电极基准300mV以上判断为合格，低于300mV判断为不合格。
[0159] 在本评价中，合金A为合格水平，Cr和Ni的含量少的合金H是不合格的。
[0160] <蚀刻加工性的评价>
[0161] 对于合金A，将在800℃下实施3600秒钟的退火的试验片和在870℃下进行30秒钟的退火的试验片冷轧至0.1mm，切断为0.1mm×150mm×360mm，实施蚀刻加工性的评价。将该试验片碱脱脂之后，在试验片的两面上涂布厚度10μm的丙烯酸树脂系的光致抗蚀剂，形成多个宽度0.1mm、长度5mm的长方形的狭缝状的图案。此后，使用在液温50℃下波美度为45度(质量百分率计约42质量％)的三氯化铁水溶液，加压至0.5MPa，由喷嘴向两面喷雾蚀刻液，实施蚀刻加工。此后，除去光致抗蚀剂膜，使用立体显微镜观察狭缝图案的形状，同时以1μm为单位测定长方形狭缝图案的狭窄处的开口宽度各36处。测定部位限定在各狭缝图案的长度方向中央部。
[0162] 在870℃下退火30秒钟的试验片中，确认能够以抗蚀图案那样的长方形实施清晰的蚀刻加工，判断作为精密加工用的不锈钢板没有问题。另一方面，在800℃下退火3600秒钟的样品中，确认蚀刻加工部的直线性低劣，同时确认每个图案的加工孔的形状不均，判断不能作为精密加工用的不锈钢板使用。
[0163] 狭缝开口宽度的测定结果如下：在870℃下退火30秒钟的试验片中，平均值为102μm，标准偏差为3μm(相对于平均值为2.9％)。与此相对，在800℃下退火3600秒钟的样品中，平均值为104μm，标准偏差为7μm(相对于平均值为6.7％)，偏差很大，确认不适合作为精密加工用的原材料。
[0164] 认为蚀刻加工部的直线性劣化的原因是由于不锈钢板与光致抗蚀剂的密合性低劣。认为每个图案的加工孔的形状不均的原因是由于牢固的覆膜层的存在导致蚀刻加工初期的活化时间发生差异，因此溶解量根据部位而不同。
[0165] 从以上的实验室试验可以确认，通过(1)选择轧制负荷小、适合于细粒化、耐腐蚀性优异的成分体系的合金，(2)施加压下率超过65％的冷轧之后，(3)在820℃～920℃下进行较短时间的退火，可以避免过大轧制负荷同时提供5μm以下的细粒材料。
[0166] <实施例2>
[0167] 根据通过上述实验室试验获得的认识，对于表6所示的合金J～M，实施扩大规模的试制和评价。各合金的设定思想如下所述。
[0168] 合金J：发明例，本发明的优选实施方式的一个例子，相当于实验室试验的合金A。
[0169] 合金K：比较例，普通的SUS304的成分体系，C量和Md30值在本发明的范围外的化学组成，相当于实验室试验的合金D。
[0170] 合金L：比较例，从合金D中减去Cu和Mo，Md30值在本发明范围内。C在范围外的化学组成，相当于实验室试验的合金E。
[0171] 合金M：比较例，普通的SUS304L的成分体系。Ni量和Md30值在本发明的范围外的化学组成，相当于实验室试验的合金F。
[0172] [表6]
[0173]
[0174] 各成分的合金进行2.5吨的大气熔解和连铸，获得90mm×640mm×5400mm的连铸板坯。通过切削加工实施表面的修整，制成85mm×640mm×4800mm。
[0175] 加热至1200℃，进行热轧，获得板厚6mm的热轧卷材。
[0177] 此后，进行卷材研磨，除去热轧时生成的卷材表面的瑕疵等。
[0178] 使用可逆式的20段冷轧机，实施冷轧至2mm。(压下率＝67％)该最初一次的冷轧称为第1冷轧。冷轧后，在1150℃下进行大气退火之后，使用氢氟酸与硝酸的混合液进行酸洗。
[0179] 此后，使用可逆式的6段冷轧机，实施冷轧至0.37mmt(第2冷轧)。此时的压下率为82％。
[0180] 即使材料由于加工硬化而变硬，通过增加道次数，也能实施达到目标0.37mm的轧制。
[0181] 使用光亮退火炉，在还原性的Ax气体气氛中(氢气75％-氮气25％)实施850℃×48秒钟的退火热处理。
[0182] 此后，使用可逆式的6段冷轧机，实施达到0.15mm的精轧。通过拉伸矫直机实施形状矫正之后，在600～800℃的范围实施热处理，减低残留应力。
[0183] 平均晶体粒径如下测定：在光亮退火炉中热处理之后，切出少量的样品，使用光学显微镜在与轧制垂直的方向的截面中实施显微观察。
[0184] 另外，将所制造的不锈钢轧板切断为0.15mm×600mm×420mm，供给蚀刻加工。蚀刻加工通过使用液温50℃下波美度为43度(质量百分率计约40质量％)的三氯化铁水溶液，加压至0.5MPa，仅从喷嘴向一面喷雾蚀刻液100秒钟来实施。对于这样蚀刻至板厚的大约一半的半蚀刻面的表面粗糙度，使用触针式的表面粗糙度计，测定与轧制垂直的方向的中线平均粗糙度(Ra)，由此评价蚀刻加工性。将在测定长度4.0mm下用于除去波动的截止值设为0.80mm。
[0185] 表7中示出了各合金在第2冷轧中的轧制道次数、总压下率(82％)除以各自的轧制道次数而获得的值、光亮退火后的平均晶体粒径、精轧后测定的半蚀刻面的中线平均粗糙度(Ra)和综合判断结果。
[0186] [表7]
[0187]
[0188] 作为本发明的要点之一，重要的是，能够在细粒化退火前确保大的压下率却不伴有过大的轧制负荷。在本实施例中，对于所有的合金实施目标轧制率82％的冷轧，此时的道次数、轧制负载根据合金而变化。
[0189] 如表7所示，合金J和M经7道次完成规定的轧制，与此相对，合金K需要12道次、合金L需要14道次的道次数。实际的轧制作业所需的时间对于合金J和M来说是80分钟左右，与此相对，合金K为140分钟、合金L为160分钟，确认轧制生产率差。
[0190] 在轧制的压下率除以该轧制所需的道次数得到的“总压下率/道次数”的参数评价
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