以SUS304为代表的奥氏体系不锈钢是耐腐蚀性和加工性优良的不锈钢，在厨房设备、家电产品、电子设备等广泛的领域中最通常使用。然而，由于奥氏体系不锈钢含有大量稀少且高价的Ni，因此将来的普及性和经济性存在问题。
另一方面，近年来，精炼技术的提高使得极低碳·氮化成为可能，通过添加Ti和Nb等稳定化元素而提高了耐腐蚀性和加工性的铁素体系不锈钢正被应用于广泛的领域中。其很大的原因是铁素体系不锈钢与含有大量Ni的奥氏体系不锈钢相比经济性更优良。然而，铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢相比，在加工性、特别是材料的伸长率、均匀伸长率等方面大幅度变差。
因此，处于上述奥氏体系和铁素体系的中间的奥氏体·铁素体系不锈钢近年来备受瞩目。以往，以SUS329J4L为代表的奥氏体·铁素体系不锈钢含有超过5％的Ni，还含有几个百分比的比Ni更稀少且高价的Mo，因此在普及性和经济性的方面依然存在问题。
作为该问题的对策，公开了以Mo作为选择添加元素、且Ni量被限制为超过0.1％且低于1％(专利文献1)或0.5％以上且1.7％以下(专利文献2)的奥氏体·铁素体系不锈钢。这些专利文献1、2的实施例中示出的钢，为了指向低Ni化，含有超过0.1％的N，且将Mn量规定为超过3.7％。
专利文献3和专利文献4中公开了企图提高总伸长率和深拉深性而实质上将Ni量限制为3％以下、且调整了奥氏体相中的(C+N)量和成分平衡的奥氏体·铁素体系不锈钢。
此外，作为相关的不锈钢，专利文献5的实施例中公开了将N量规定为低于0.06％、以铁素体相作为母相且含有低于20％的残留奥氏体相的延性优良的铁素体系不锈钢。
专利文献6和专利文献7中公开了对与专利文献3及专利文献4类似的奥氏体·铁素体系不锈钢的耐间隙部腐蚀性及耐晶界腐蚀性的改善。专利文献6的实施例中示出的钢将Mn量限制为低于2％，且在添加超过0.5％的Ni量时含有超过0.3％的N量。专利文献7的实施例中示出的钢是将Mn量规定为超过2％且低于4％、在Ni量低于0.6％时使N量低于0.15％的钢。
以往，对于以处于奥氏体系和铁素体系的中间的奥氏体·铁素体系不锈钢即SUS329J4L为代表的二相钢，非专利文献1中指出，在拉伸加工时会产生沿轧制方向产生的垄状的起伏、即所谓的被称为皱褶(ridging)的现象。与铁素体系不锈钢同样，这些皱褶的产生与铁素体相的集合组织密切相关。非专利文献2及非专利文献3对SUS329J4L的集合组织进行了调查和研究。
这些文献中报告了，铁素体相即使重复进行热轧板退火、冷轧和退火，也会继承轧制集合组织，而难以得到再结晶集合组织。这里，轧制集合组织是表示向{001}方位及{112}方位的聚集强的意思，在铁素体系不锈钢中，若向这种方位的聚集强，则容易产生皱褶。因此，可以认为在二相钢中产生的皱褶也与铁素体系不锈钢同样是由向轧制集合组织的聚集强而铁素体相的再结晶不足导致的。
上述的专利文献1～7中对于上述指出的皱褶的产生及集合组织没有记载任何教示。具体而言，专利文献3～7中公开的奥氏体·铁素体系不锈钢具有良好的成形性，但是关于加工导致的皱褶的产生及其对策并不清楚。
专利文献1：日本特开平11-071643号公报
专利文献2：WO/02/27056号公报
专利文献3：日本特开2006-169622号公报
专利文献4：日本特开2006-183129号公报
专利文献5：日本特开平10-219407号公报
专利文献6：日本特开2006-200035号公报
专利文献7：日本特开2006-233308号公报
非专利文献1：日本不锈钢技报21(1986)，p12
非专利文献2：材料和工艺18(1995)，p708
非专利文献3：材料和工艺17(2004)，p408

本发明的目的在于提供一种通过规定钢板的铁素体相的集合组织及铁素体相与奥氏体相的相平衡、并控制钢的成分及热轧条件从而抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板及其制造方法。
本发明者们为了解决上述问题，对兼顾指向低Ni、省Mo的低合金的铁素体·奥氏体系不锈钢的抗皱性和加工性的集合组织与相平衡的关系、及实现其的钢的成分和制造方法进行了深入研究。
结果发现，为了降低皱褶高度，增大铁素体相的{111}+{101}面积率(具有满足ND//{111}±10°的结晶方位的晶粒(结晶方位粒)和具有满足ND//{101}±10°的结晶方位的晶粒(结晶方位粒)的总计的面积率)是有效的，为了增大铁素体相的{111}+{101}面积率，与高合金型的二相钢相比，低合金型的二相钢较有优势。此外，发现奥氏体相的体积分率(γ相率％)在15～70％的范围内，均匀伸长率达到作为目标的30％以上，均匀伸长率通过γ相的加工诱发马氏体相变而上升。
并且发现抗皱性和加工性的支配因素为铁素体相的结晶方位({111}+{101}面积率)和γ相率。
进而发现铁素体相的结晶方位不仅受到成分的影响，还受到热轧条件的影响，为了促进铁素体相的再结晶而使{111}+{101}面积率增加，优选在具有奥氏体相且铁素体相的生成量多的高温区域下进行粗轧。并且发现γ相率受到冷轧后的精加工退火温度的影响，为了控制为将均匀伸长率极大化的γ相率，精加工退火温度优选为900～1200℃的范围。
本发明是基于这些见解而完成，该发明的主旨如下所述。
(1)一种抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.1％以下、Cr：17～25％、Si：1％以下、Mn：3.7％以下、N：0.06％以上且低于0.15％，具有由铁素体相和奥氏体相构成的二相组织，上述奥氏体相的体积分率为15～70％，在板厚中心的板面(ND)中，存在总计10面积％以上的具有满足ND//{111}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒和具有满足ND//{101}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒。
(2)一种抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.1％以下、Cr：17～25％、Si：1％以下、Mn：3.7％以下、Ni：0.6～3％、Cu：0.1～3％及N：0.06％以上且低于0.15％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，具有由铁素体相和奥氏体相构成的二相组织，上述奥氏体相的体积分率为15～70％，在板厚中心的板面(ND)中，存在总计10面积％以上的具有满足ND//{111}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒和具有满足ND//{101}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒。
(3)根据上述(2)所述的抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述钢以质量％计还含有选自Al：0.2％以下、Mo：1％以下、Ti：0.5％以下、Nb：0.5％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下及稀土类元素：0.5％以下中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于，在拉伸试验中的均匀伸长率为30％以上。
(5)一种抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法具有下述工序：将具有上述(1)～(3)中任一项记载的钢成分的不锈钢板坯在1150～1300℃下加热的工序、对经上述加热的不锈钢板坯实施具有热粗轧和上述热粗轧后的热精轧的热轧而制成热轧板的工序、和对上述热轧板进行退火的工序；在上述热粗轧中，将轧制开始温度规定为1150℃以上，将轧制结束温度规定为1050℃以上，且进行各道次的间隔为2秒以上且60秒以下的多道次轧制，从而制造如下所述的钢板：具有由铁素体相和奥氏体相构成的二相组织，上述奥氏体相的体积分率为15～70％，在板厚中心的板面(ND)中，存在总计10面积％以上的具有满足ND//{111}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒和具有满足ND//{101}±10°的结晶方位的铁素体相的晶粒。
(6)根据上述(5)所述的抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述热粗轧中，压下率为20％以上的道次占总道次的1/2以上，压下率最大的1道次的压下率达到50％以上或者压下率大的2道次的压下率的总计达到50％以上。
(7)根据上述(5)或(6)所述的抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，将上述热精轧的结束温度规定为900℃以上。
(8)根据上述(5)～(7)中任一项所述的抗皱性和加工性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法还具有下述工序：对经上述退火的热轧板以50％以上的压下率进行1次冷轧、或在总计压下率为50％以上的条件下进行插入有中间退火的2次以上的冷轧而制成冷轧板的工序；和在900～1200℃下对上述冷轧板进行精加工退火的工序。
以下，将涉及上述(1)～(4)的钢的发明及涉及(5)～(8)的制造方法的发明分别称为本发明。此外，有时将(1)～(8)的发明合在一起称为本发明。
根据本发明，通过规定铁素体相的结晶方位及奥氏体相的体积分率，并适时控制成分或制造方法，能够得到与SUS304同等的抗皱性和与SUS304接近或同等的加工性优异、特别是作为加工性指标的拉伸试验中的均匀伸长率为30％以上的铁素体·奥氏体系不锈钢板。
附图说明
图1是表示皱褶与集合组织的关系的图。
图2是表示均匀伸长率与奥氏体相的体积分率(γ相率％)的关系的图。

以下，详细说明本发明。
首先，对完成本发明的代表性实验结果进行说明。
将表1的钢No.1和钢No.2所示成分的铁素体·奥氏体系不锈钢真空熔解，热轧，制成5mm厚的热轧板。在1000℃下进行热轧板退火，酸洗，冷轧，制成1mm厚的冷轧板。在900～1200℃下实施冷轧板退火，然后通过强制风冷，将200℃之前的平均冷却速度设为35～40℃/秒钟的范围进行冷却。对于冷轧退火板，测定板厚中心的板面的集合组织、奥氏体相的体积分率(以下记载为γ相率)、皱褶高度及均匀伸长率。作为比较材料，使用钢No.3所示的通常的SUS329J4L制品来调查集合组织与皱褶高度的关系。钢的集合组织、γ相的体积率根据热轧条件和在900～1200℃的范围内实施的冷轧板退火温度而变化。
[表1]

板厚中心的板面(以下简记为ND)的集合组织通过EBSP法鉴定fcc(γ相)和bcc(铁素体相)的晶体结构，测定铁素体相的结晶方位。测定倍率规定为×100。由结晶方位的测定结果求出具有ND//{111}±10°取向的结晶方位的铁素体相的晶粒(结晶方位粒)和具有ND//{101}±10°取向的结晶方位的铁素体相的晶粒(结晶方位粒)的总计的面积率。
这里，ND//{111}±10°是指{111}相对于板面(ND)在-10°～+10°的范围内取向，ND//{101}±10°是指{101}相对于板面(ND)在-10°～+10°的范围内取向。此外，具有上述结晶方位的铁素体相的晶粒的面积率为相对于板面整体的面积率。
关于γ相的体积分率(γ相率)，将板截面埋入树脂中进行研磨后，用红血盐溶液(商标名，村上试药)进行蚀刻，通过光学显微镜观察而求出。若用红血盐溶液进行蚀刻，则铁素体相可由灰色辨别，奥氏体相可由白色辨别。
关于皱褶高度，与轧制方向平行地采集JIS5号拉伸试验片，用粗度计测定拉伸16％后的表面起伏而求出。
关于均匀伸长率，与轧制方向平行地采集JIS13B拉伸试验片，求出在拉伸速度10mm/分钟(JIS Z 2241规定的拉伸速度的范围)下到产生缩颈为止的伸长率。
(a)图1示出了上述具有ND//{111}±10°和ND//{101}±10°取向的结晶方位的铁素体相的晶粒的总计的面积率(以下记载为{111}+{101}面积率)与皱褶高度的关系。
由图1可知，{111}+{101}面积率为10％以上时，皱褶高度达到作为目标的5μm以下，与以SUS304为代表的奥氏体系不锈钢同样，通过目视无法看到表面起伏。为了降低皱褶高度，增加铁素体相的{111}+{101}面积率是有效的。
(b)为了增加铁素体相的{111}+{101}面积率，与高合金型的二相钢(钢No.3)相比，低Ni、省Mo化的低合金型的二相钢(钢No.1、2)较有优势。此外，低合金型的二相钢中也更优选Ni量和N量较低者(更优选钢No.1)。
其原因被认为与热轧时或其后的退火所带来的铁素体相的再结晶状态有关。即，通过指向低合金化，从而促进铁素体相的再结晶，使得在热轧板退火后的冷轧原材料中作为铁素体相的再结晶方位的{111}发达。
(c)图2示出了上述的γ相率与均匀伸长率的关系。
由图2可知，γ相率在15～70％的范围内，均匀伸长率达到作为目标的30％以上，远远超过了通过添加公知的Ti、Nb等稳定化元素而提高了耐腐蚀性和加工性的铁素体系不锈钢，达到了不逊色于奥氏体系不锈钢的程度。
(d)均匀伸长率通过γ相的加工诱发马氏体相变而上升。由图2的实验结果可知，均匀伸长率并不随着γ相率的增加而单调地上升，在特定范围的γ相率达到极大值。
其原因被认为是，即使在相同成分的钢中，根据γ相率的不同γ相自身的成分不同，与其相伴的加工诱发马氏体相变的生成量发生变化。因此，从得到作为加工性的指标的均匀伸长率为30％以上的观点出发，有必要考虑γ相率的上下限。
(e)基于上述的实验结果发现，抗皱性和加工性的支配因素为铁素体相的结晶方位({111}+{101}面积率)和γ相率。
(f)铁素体相的结晶方位不仅受到上述(b)中叙述的成分的影响，还受到热轧条件的影响。为了促进铁素体相的再结晶而使{111}+{101}面积率增加，优选在具有奥氏体相且铁素体相的生成量多的高温区域下进行粗轧。
其原因是粗轧中向软质的铁素体相的变形集中，促进了铁素体相的再结晶。另一方面，若在奥氏体相的生成量多的较低的温度区域下进行粗轧，则向软质的铁素体相的极度的变形集中可能诱发裂纹。进而，粗轧中，为了促进铁素体相的再结晶，优选采用轧制时的道次间时间、增大压下率来累积变形。在接着粗轧进行的精轧中，从避免轧制时的裂纹的观点出发，不优选降低轧制结束温度。
(g)γ相率受到冷轧后的精加工退火温度的影响。为了控制为将均匀伸长率极大化的γ相率，精加工退火温度优选为900～1200℃的范围。
上述(1)～(8)的本发明是基于上述(a)～(g)的见解而完成的。
以下，对本发明的各要件进行详细说明。再有，各元素含量的“％”表示“质量％”。
(A)以下对与金属组织相关的限定理由进行说明。
对于本发明的铁素体·奥氏体系不锈钢，为了兼具作为本发明的目标的抗皱性和加工性，规定了作为其支配因素的铁素体相的结晶方位({111}+{101}面积率)和γ相率。
铁素体相的结晶方位可通过EBSP法来求出。例如像显微镜、铃木清一、Vol.39、No.2、121～124中记载的那样，EBSP法能够鉴定奥氏体相(fcc)和铁素体相(bcc)的晶体结构，将铁素体相的结晶方位可视化。若使用这样的结晶方位解析系统，能够求出作为抗皱性的支配因素的铁素体相的结晶方位，即具有ND//{111}±10°和ND//{101}±10°取向的结晶方位的铁素体相的晶粒的总计面积率({111}+{101}面积率)。
{111}、{101}的数值表述依照上述EBSP法的解析系统所示的反极图(inverse pole figure)的表述。试样为钢板的板厚中心附近的板面(ND)，测定倍率为100。{}是指显示结晶面的镜面指数的表述。即，-规定为负的符号，(-1-1-1)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(1-1-1)等等价的结晶面使用{}以{111}进行代表。
为了得到作为本发明的目标的抗皱性，将{111}+{101}面积率规定为10％以上。由图1的实验结果也可明确，优选规定为12％以上，更优选规定为20％以上。上限没有特别规定，但从兼顾后述的加工性(γ相率)及制造性考虑，难以得到超过50％的{111}+{101}面积率。因此，优选将上限规定为50％以下。
γ相率可以基于光学显微镜观察而求出。将钢板截面埋入树脂中进行研磨后，实施能够辨别铁素体相和奥氏体相的蚀刻处理。即，用红血盐溶液(商标名，村上试药)进行蚀刻，铁素体相可通过灰色辨别，奥氏体相可通过白色辨别。γ相率可通过将用光学显微镜观察到的视野输入到图像解析装置中实施二值化处理来测量。
光学显微镜观察时，设为能够进行铁素体相和奥氏体相的二值化处理的倍率(例如为400倍，若倍率低，则相边界不明显，有时无法进行二值化)，为了不偏向特定的视野，将供于图像处理的观察面积规定为1mm2以上。
为了确保作为本发明的目标的加工性，将γ相率规定为15～70％的范围。γ相率低于15％或超过70％时，在本发明作为对象的低合金型的二相钢中，难以得到作为目标的均匀伸长率30％以上。由图2的实验结果也可知，将γ相率的优选的范围规定为30～60％。更优选的范围为40～60％。
具有本发明的金属组织的铁素体·奥氏体系不锈钢的皱褶高度为5μm以下，作为加工性的指标的均匀伸长率达到30％以上，能够得到与SUS304同等的抗皱性和大大高于铁素体系不锈钢的与SUS304接近或同等的加工性。这里，皱褶高度是与轧制方向平行地采集JIS5号拉伸试验片、并且用粗度计测定拉伸16％后的表面起伏而求得的值。
(B)以下对与成分相关的限定理由进行说明。
铁素体·奥氏体系不锈钢中，为了得到(A)项中叙述的金属组织，受到成分的影响。优选将成分规定为以下的范围。
C是提高奥氏体相的体积分率(以下表述为γ相率)、并且在奥氏体相中浓化而提高奥氏体相的稳定度的元素。为了得到上述效果，优选含有0.001％以上。但是，若超过0.1％，则用于使C固溶的热处理温度显著提高，并且容易产生由碳化物的晶界析出所致的敏锐化。因此，规定为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
Cr是确保耐腐蚀性的必需元素，为了确保耐腐蚀性，必须将下限规定为17％。但是，若超过25％，则会产生韧性的降低、伸长率的降低，并且钢中难以生成奥氏体相。因此，规定为25％以下。从耐腐蚀性和加工性及制造性的方面出发，优选的范围为19～23％。更优选的范围为20～22％。
Si有时作为脱氧元素而添加。为了得到上述效果，优选含有0.01％以上。另一方面，若Si超过1％，则会降低作为本发明的必需元素的N的固溶度，可能诱发由氮化物析出所致的敏锐化，而显著降低耐腐蚀性。进而，还难以确保作为本发明的目标的加工性。因此，规定为1％以下。过度的添加与精炼成本的增加也有关。从加工性和制造性的方面出发，优选的范围为0.02～0.6％。更优选的范围为0.05～0.2％。
Mn是对于提高奥氏体相的体积分率、并且在奥氏体相中浓化并调整奥氏体相自身的成分从而表现加工性来说有效的元素。进而，从提高N在奥氏体相中的固溶度的观点出发也是有效的元素。此外，作为脱氧剂也是有效的元素。为了得到上述效果，优选含有0.5％以上。但是，若超过3.7％，则与耐腐蚀性的降低也有关。因此，规定为3.7％以下。从加工性、耐腐蚀性及制造性的方面出发，优选的范围为2～3.5％。更优选的范围为2.5～3.3％。
Ni与Mn同样是对于提高奥氏体相的体积分率、并且在奥氏体相中浓化并调整奥氏体相自身的成分从而表现加工性来说有效的元素。为了得到上述效果，必须含有0.6％以上。但是，若超过3％，则不仅会导致原料成本的上升，还可能使粗轧中的铁素体相的再结晶不够充分，与作为本发明的目标的抗皱性的降低有关。因此，规定为3％以下。从作为本发明的目标的抗皱性和加工性及经济性的方面出发，优选的范围为0.7～2％。更优选的范围为0.9～1.7％。
Cu与Mn及Ni同样是奥氏体生成元素，对加工性的表现具有同样的作用。进而，Cu是对提高耐腐蚀性有效的元素。为了得到上述效果，必须含有0.1％以上。但是，若超过3％，则不仅会导致原料成本的上升，还与Ni同样可能与作为本发明的目标的抗皱性的降低有关。因此，规定为3％以下。从作为本发明的目标的抗皱性和加工性及经济性的方面出发，优选的范围为0.3～1％。更优选的范围为0.4～0.6％。
N是强力的奥氏体生成元素，是对加工性的表现有效的元素。此外，是在奥氏体相中固溶而提高耐腐蚀性的元素。为了得到上述效果，必须含有0.06％以上。但是，若为0.15％以上，则可能与作为本发明的目标的抗皱性的降低有关。因此，规定为低于0.15％。此外，N的添加会导致熔解时产生气孔或降低热加工性。从作为本发明的目标的抗皱性和加工性及制造性的方面出发，优选的范围为0.07～0.14％。更优选的范围为0.08～0.12％。
Al是强力的脱氧剂，可适当添加。为了得到上述效果，优选添加0.001％以上。但是，若超过0.2％，则可能形成氮化物而产生表面瑕疵或降低作为本发明的目标的抗皱性和加工性。因此，将添加时的上限规定为0.2％以下。添加时的优选的范围为0.005～0.1％。
为了提高耐腐蚀性，还可添加Mo。添加时优选规定为0.2％以上。但是，若超过1％，则有时会降低作为本发明的目标的抗皱性。因此，将添加时的上限规定为1％以下。添加时的优选的范围为0.2～0.8％。
为了抑制起因于C、N而产生的敏锐化并提高耐腐蚀性，还可添加Ti和Nb。添加时，优选将各自规定为0.01％以上。但是，若各自超过0.5％，则不仅有损经济性，还可能阻碍作为本发明的目标的抗皱性、加工性。因此，优选将添加时的上限各自规定为0.5％以下。添加时的优选的范围各自为0.03～0.3％。
为了提高热加工性，还可适时添加B、Ca、Mg。添加时，优选将各自规定为0.0002％以上。但是，若各自超过0.01％，则有时会显著损害制造性。因此，将添加时的上限规定为0.01％以下。添加时的优选的范围各自为0.0005～0.005％。
稀土类元素(选自Sc、Y及镧系元素的La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上)与B、Ca、Mg同样可以为了提高热加工性而适时添加。添加时，优选将各自规定为0.005％以上。但是，若各自超过0.5％，有时会损害制造性及经济性。因此，将添加时的上限各自规定为0.5％以下。添加时的优选的范围为0.02～0.2％。
进而，本发明的不锈钢中，除了上述的成分以外，作为剩余部分，包含铁和不可避免的杂质。
作为不可避免的杂质的一部分，可在下述范围内含有P、S。P、S是对热加工性、耐腐蚀性有害的元素。优选将P规定为0.1％以下。更优选为0.05％以下。优选将S规定为0.01％以下。更优选为0.005％以下。
(C)以下对与制造方法相关的限定理由进行说明。
铁素体·奥氏体系不锈钢中，为了得到(A)项中叙述的金属组织，只要具有上述(B)项的成分，则有时也可不特别限定。更优选的是，具有上述(B)项的成分，并且优选规定为以下的制造条件。
铁素体相的结晶方位不仅受到成分的影响，有时还受到热轧(热粗轧和热精轧)的条件的影响。为了促进铁素体相的再结晶而使{111}+{101}面积率增加，优选在具有奥氏体相且铁素体相的生成量多的高温区域下进行粗轧。
因此，优选将在热轧之前实施的板坯加热规定为1150～1300℃。低于1150℃时，奥氏体相的生成量增多，大于1300℃时，有时铁素体相的晶体粒径粗大化而阻碍制造性。更优选规定为1180～1270℃、进一步优选规定为1200～1250℃的范围。
优选将粗轧的开始温度设为1150℃以上、结束温度设为1050℃以上。更优选的是，将粗轧的开始温度设为1200℃以上、结束温度设为1100℃以上的范围。
开始温度为1150℃以上时，向软质的铁素体相的变形集中，促进铁素体相的再结晶。开始温度低于1150℃时，向软质的铁素体相的极度的变形集中可能诱发裂纹。开始温度的上限值优选为1250℃，由此能够将集合组织控制为本发明的目标状态。
结束温度为1050℃以上时，能够避免接下来的精轧中的铁素体相的裂纹。结束温度的上限值优选为1100℃，由此能够将集合组织控制为本发明的目标状态。
进而，作为促进铁素体相的再结晶的手段，优选重复进行各道次的间隔为2秒以上且60秒以下、优选为30秒以下的多道次轧制。此时，更优选的是，压下率为20％以上的道次为总道次的1/2以上，压下率最大的1道次的压下率为50％以上或者压下率大的2道次的压下率的总计为50％以上。
从避免轧制时的裂纹的观点出发，将上述热粗轧后的热精轧的结束温度规定为900℃以上。更优选规定为950℃以上，进一步优选规定为1000℃以上。
热轧后，为了促进铁素体相的再结晶，优选进行热轧板退火。退火温度优选为950～1150℃的范围。低于950℃时，铁素体相的再结晶有时不够充分。超过1150℃时，铁素体相的晶体粒径粗大化，冷轧时还可能在铁素体相/奥氏体相的相边界产生裂纹。更优选规定为1000～1100℃的范围。
关于冷轧，可以在进行热轧板退火后进行1次冷轧，或者进行插入有中间退火的2次以上的冷轧。中间退火温度与上述的热轧板退火温度相同即可。为了通过在冷轧板退火中促进再结晶来确保抗皱性，将冷轧的总计压下率规定为50％以上。低于50％时，可能达不到作为本发明的目标的抗皱性。总计压下率的上限没有特别规定，但优选规定为90％以下。超过90％时，还可能诱发冷轧时的裂边。
γ相率受到冷轧后的精加工退火温度的影响。为了确保作为本发明的目标的加工性，必须将γ相率规定为15～70％，优选规定为30～60％的范围，为了控制为将均匀伸长率极大化的γ相率，只要将精加工退火温度规定为900～1200℃的范围即可。低于900℃时，冷轧板的退火本身可能不充分。超过1200℃时，晶粒的粗大化以及γ相率的降低导致难以获得目标均匀伸长率。更优选规定为950～1150℃，进一步优选规定为950～1050℃的范围。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
将表2所示成分的铁素体·奥氏体系不锈钢铸片熔炼后，制成钢块，进行热轧，制成板厚为5.0mm的热轧钢板。钢No.1、2是示出本发明中规定的成分的钢。钢No.3～16是符合本发明中规定的优选成分的钢。钢No.17～22是符合本发明中规定的优选成分、且含有微量元素的钢。钢No.23～29是不符合本发明中规定的成分的钢。再有，所有钢均含有铁和不可避免的杂质作为剩余部分。
表2中，REM表示稀土类元素，“-”表示未添加，下划线表示偏离发明内容部分的本发明主旨中规定的成分。此外，备注栏的A表示符合本发明主旨(1)的成分，B表示符合本发明主旨(2)的成分，C表示符合本发明主旨(3)的成分，D表示不符合本发明主旨(1)～(3)的成分。
关于热轧，除了本发明规定的优选的条件以外，也可以在其以外的条件下实施。以将这些热轧钢板在1000℃下退火及酸洗后通过1次冷轧制成1mm厚并实施精加工退火的制造方法为基本，也可以在其以外的条件下实施。其以外的条件是指到热轧钢板的退火及酸洗为止完成的条件(热轧退火板)、及通过1次冷轧制成3mm厚并实施精加工退火的条件。
[表2]

从所得到的热轧退火板及冷轧退火板采集各种试验片，评价铁素体相的结晶方位、γ相率、皱褶高度及均匀伸长率。关于铁素体相的结晶方位，通过EBSP法求出{111}+{101}面积率。关于γ相率，将钢板截面埋入到树脂中进行研磨后，实施能够辨别铁素体相和奥氏体相的蚀刻处理，通过光学显微镜观察而求出。关于皱褶高度，与轧制方向平行地采集JIS5号拉伸试验片，用粗度计测定拉伸16％后的表面起伏而求出。关于均匀伸长率，通过下述方法来测定：与轧制方向平行地采集JIS13B拉伸试验片，求出在拉伸速度10mm/分钟(JIS Z 2241中规定的拉伸速度的范围)下产生缩颈为止的伸长率。
将制造条件示于表3、4中，将精加工退火板的组织和特性示于表5、6中。作为比较例，一并记载了厚度为1mm的产品版本为SUS304的制品的皱褶高度和均匀伸长率。
表3、4中，“T1”表示粗轧开始温度。“T2”表示粗轧结束温度。“T3”表示精轧结束温度。“2道次压下率”表示粗轧中将压下率设定为较高的连续的2道次的压下率的总计。“*”表示进行包括中间退火的2次冷轧。“M”表示观察到马氏体相。下划线表示偏离本发明规定的制造方法或作为目标的组织和特性要件。




试样No.6、7、9～25、27、29满足本发明规定的优选的成分和制造方法这两者。这些本发明例满足本发明规定的组织，即满足{111}+{101}面积率为10％以上和γ相率为15～70％，达到了作为本发明的目标的皱褶高度为5μm以下和均匀伸长率为30％以上。由此，实施本发明规定的优选的成分和制造方法这两者而得到的铁素体·奥氏体系不锈钢具有与SUS304同等的抗皱性和与SUS304接近或同等的加工性。
试样No.8、26、28具有本发明规定的优选的成分，但偏离本发明规定的优选的制造方法。它们满足本发明规定的组织要件，得到了作为本发明的目标的皱褶高度和均匀伸长率。由此，为了得到作为本发明的目标的特性，只要具有本发明规定的优选的成分，有时也没有必要特别限定制造方法。
试样No.1、4具有本发明的规定的成分，并实施了本发明规定的优选的制造方法。它们满足本发明规定的组织要件，得到了作为本发明的目标的皱褶高度和均匀伸长率。由此，为了得到作为本发明的目标的特性，只要实施本发明规定的优选的制造方法，有时也没有必要将成分限定为本发明规定的优选的范围。
试样No.37～42具有本发明的规定的优选的成分，实施涉及本发明规定的优选的热轧的制造方法。它们满足本发明规定的组织的要件，得到了作为本发明的目标的皱褶高度和均匀伸长率。由此，为了得到作为本发明的目标的特性，只要实施本发明规定的优选的成分和热轧的条件，有时也没有必要将涉及热轧以后的冷轧的制造方法限定在本发明规定的优选的范围内。
试样No.2、3、5具有本发明规定的成分，但偏离本发明规定的优选的制造方法。这些比较例不满足本发明规定的组织要件，其结果是，没有达到本发明的目标特性。
试样No.30～36偏离本发明规定的成分，但实施本发明规定的优选的制造方法。这些比较例没有达到本发明规定的组织要件及本发明的目标特性。
根据本发明，能够提供具有与SUS304同等的抗皱性和与SUS304接近或同等的优异的加工性、特别是均匀伸长率为30％以上的铁素体·奥氏体系不锈钢板。