不鏽鋼板及其製造方法

2023-07-10 17:00:06 1

不鏽鋼板及其製造方法
【專利摘要】一種奧氏體系不鏽鋼板，以質量％計，C：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、Mo：2.0％以下、Cr：12.0％以上且20.0％以下、Ni：4.5％以上且9.0％以下、Cu：1.5％以下、N：0.03％以上且0.15％以下、Nb：0.01％以上且0.50％以下、餘量為Fe和雜質，Md30值為20℃以上且60℃以下、Ni當量為9.5％以上；金相組織中，具有2°以上的傾角的晶體邊界之中，具有15°以上的傾角的晶體邊界的比例為95％以上，具有15°以上的傾角的晶體邊界所包圍的晶粒的平均直徑為5μm以下。
【專利說明】不鏽鋼板及其製造方法

【技術領域】
[0001] 本發明涉及適合在蝕刻加工中使用的奧氏體系不鏽鋼板及其製造方法。本申請基 於2012年8月20日在日本申請的特願2012-181628號主張優先權，將其內容援用至此。

【背景技術】
[0002] 蝕刻加工是採用光刻法等如下地化學方法成形加工金屬板的技術，將金屬板的一 部分遮蓋之後，通過噴灑、浸漬使蝕刻液與金屬板接觸，從而將金屬板露出的部分溶解。蝕 刻加工用於蔭罩、編碼器隙縫（encoder slit)、引線框等精密電子部件的製造，用於彈簧、 齒輪等精密機械部件的製造。
[0003] 蝕刻加工是將金屬板的不要部分溶解並除去而成形為目標形狀的技術。對不鏽鋼 板應用蝕刻加工時，若蝕刻面不平滑，則加工精度降低。其結果，例如出現不能使加工的隙 縫間隔足夠窄的問題、印表機的走紙用齒輪損傷印刷用紙或者油墨附著在凹凸面的凹部而 弄髒印刷用紙之類的問題。另外，存在包裝材料中使用蝕刻材料的情況，若蝕刻面不平滑， 則發生色彩不勻，設計性大幅下降。此外，作為微反應器使用蝕刻材料時，若蝕刻面平滑，則 有內部流動液不容易聚集的效果。
[0004] 專利文獻1提出了如下的奧氏體系不鏽鋼，在比通用溫度低的500?850°C下實施 最終冷軋後的退火，由此抑制晶粒生長、確保了蝕刻速度的提升和蝕刻面的平滑性。然而， 對於專利文獻1的不鏽鋼，由於碳化物析出，被通稱為"汙垢（smut) "（在蝕刻時殘留的碳 化物）的物質附著在蝕刻面，使蝕刻速度下降，汙垢導致存在蝕刻面的平滑性受損的問題。
[0005] 另外，專利文獻2中提出了通過調整化學組成和製造工序條件而使平均晶體粒徑 為15 以下、蝕刻面平滑的光刻用不鏽鋼板。然而，近年來要求加工的微細度、精密度為 現有以上的用途多，專利文獻2的技術方案不能充分滿足這些要求。
[0006] 此外，專利文獻3中提出了通過調整化學組成和製造工序條件而使平均晶體粒徑 為IOum以下的光刻用不鏽鋼。然而，專利文獻3的技術方案中由於添加昂貴的V，牽涉到 原材料的成本大幅增加。
[0007] 以上的現有技術中，蝕刻面的平滑性得到提升。然而，作為印表機的走紙用齒輪使 用蝕刻材料時，留下損傷印刷用紙或者油墨附著在凹凸面的凹部而弄髒印刷用紙之類的問 題。另外，包裝材料中也並不是毫無蝕刻面的色彩不勻等問題。
[0008] 現有技術文獻
[0009] 專利文獻
[0010] 專利文獻1 :日本特許2754225號公報
[0011] 專利文獻2 :日本特許3562492號公報
[0012] 專利文獻3 :日本特許4324509號公報


【發明內容】

[0013] 本發明的目的是鑑於前述的現狀，工業上穩定地提供蝕刻面可進一步平滑化的奧 氏體系不鏽鋼。具體而言，是提供蝕刻面的平滑性優異的奧氏體系不鏽鋼板及其製造方法。
[0014] 對於如上述地採用現有技術無法解決的問題，發明人等著眼於每個晶粒的蝕刻 性。
[0015] 蝕刻加工是化學方法溶解並除去鋼板表面而進行成形的手法。與蝕刻液接觸的鋼 板的晶體取嚮導致溶解的速度不同。換言之，由於每個晶粒的溶解速度不同，蝕刻面的凹凸 的大小是與晶粒同等的水平。為了得到平滑的蝕刻面，鋼板的蝕刻面理想的是具有無規的 晶體取向的微細區域（微細晶粒）的集合。
[0016] 奧氏體系不鏽鋼嚴格來說是由亞穩奧氏體相形成的。奧氏體系不鏽鋼通過冷軋產 生的加工誘發馬氏體相變及此後的低溫退火產生的向奧氏體的逆相變而使組織微細化。然 而，例如進行低於700°c的溫度下的低溫退火時，會殘留如圖1的（a)中的被虛線包圍的區 域所示那樣的、晶體取向集中的（晶體取向並不是無規的）粗大區域。這種晶體取向集中 的粗大區域在蝕刻的過程中較其他的部分優先溶解、或者相反地較難溶解。其結果，該粗大 區域中，蝕刻面的凹部或凸部明顯變大。即使形成了這種明顯大的凹部或凸部，但存在表現 表面平滑性的平均粗糙度Ra無大幅變化的情況，因而以往被忽視了。本發明中，作為該晶 體取向集中的粗大區域的評價，使用了粗糙度輪廓單元的平均寬度RSm。該值是表面的一組 凹部和凸部的寬度的平均值。
[0017] 另一方面，如圖1的（b)，組織若是微細晶粒的集合而不是晶體取向集中的粗大區 域，看出蝕刻面是平滑（凹凸、以及凹凸的間隔小）的。此情況下，將"晶粒"定義為被晶體 取向差為15°以上的邊界包圍的區域。此外可知，為了得到這種微細晶粒的組織，有效的是 在退火前的冷軋中生成足夠的加工誘發馬氏體。冷軋中殘留的Y相區域在退火後的組織 中繼續呈現為這種晶體取向集中的粗大區域。與此相對，冷軋中生成的加工誘發馬氏體含 有大量應變，因而在此後的退火中成為微細的Y粒（再結晶晶粒）。此外可知，為了在冷軋 中大量生成馬氏體，有效的是優化鋼板的化學組成。
[0018] 基於上述思路，對於材料的化學組成、晶體粒度與成形性的關係進行了詳細的研 究，結果發現採用下述方案能夠實現本發明的目的、完成本發明。
[0019] 另外，對於製造方法也進行了詳細的討論，結果發現採用下述的製造方法能夠在 工業上穩定地提供實現本發明目的的不鏽鋼板、完成本發明。
[0020] 在此，本發明如下所述。
[0021] [1] 一種奧氏體系不鏽鋼板，以質量％計，
[0022] C :0.03% 以下、
[0023] Si :1.0% 以下、
[0024] Mn :1. 5% 以下、
[0025] Mo :2.0% 以下、
[0026] Cr :12. 0% 以上且 20. 0% 以下、
[0027] Ni :4. 5% 以上且 9.0% 以下、
[0028] Cu :1. 5% 以下、
[0029] N :0.03% 以上且 0? 15% 以下、
[0030] 恥：0.01%以上且0.50%以下、
[0031] 餘量為Fe和雜質，
[0032] 下述式（1)所示的Md30值為20°C以上且60°C以下、下述式⑵所示的Ni當量為 9. 5%以上；
[0033] 金相組織中，具有2°以上的傾角的晶體邊界之中，具有15°以上的傾角的晶體 邊界的比例為95%以上，具有15°以上的傾角的晶體邊界所包圍的晶粒的平均直徑為 5 ii m以下。
[0034] Md30 值 CC ) = 497-462(% C+% N)-9. 2(% Si)-8. 1(% Mn)-13. 7(% Cr)-20(% Ni+% Cu)-18. 5(% Mo) ? --式（1)
[0035] Ni 當量（％ ) =% Ni+30(% C+% N)+0. 5(% Mn) ? --式（2)
[0036] 式（1)、⑵中，％ C表示C的含量（質量％ )、％ N表示N的含量（質量％ )、％ Si表示Si的含量（質量％ )、％ Mn表示Mn的含量（質量％ )、％ Cr表示Cr的含量（質 量％ )、％ Ni表示Ni的含量（質量％ )、％ Cu表示Cu的含量（質量％ )、％ Mo表示Mo 的含量（質量％ )。
[0037] [2]對[1]的不鏽鋼板實施平整軋制而得到的奧氏體系不鏽鋼板。
[0038] [3] -種奧氏體系不鏽鋼板的製造方法，其是對如下的鋼坯實施熱軋和冷軋之後 進行退火來製造鋼板的方法，所述鋼坯以質量％計，
[0039] C :0.03% 以下、
[0040] Si :1.0% 以下、
[0041] Mn :1. 5% 以下、
[0042] Mo :2.0% 以下、
[0043] Cr :12. 0% 以上且 20. 0% 以下、
[0044] Ni :4. 5% 以上且 9.0% 以下、
[0045] Cu :1. 5% 以下、
[0046] N :0.03% 以上且 0? 15% 以下、
[0047] Nb :0.01 % 以上且 0.50% 以下、
[0048] 餘量為Fe和雜質，
[0049] 下述式（1)所示的Md30值為20°C以上且60°C以下、下述式⑵所示的Ni當量為 9. 5%以上；
[0050] 使前述冷軋為多道次軋制，且以35°C以下、乳制速度200m/分鐘以下、乳制方向的 張力30kg/mm2以上進行各道次，
[0051] 使前述冷軋的總板厚減少率為50%以上；
[0052] 使前述退火處於700°C以上且950°C以下的溫度。
[0053] Md30 值 CC ) = 497-462(% C+% N)-9. 2(% Si)-8. 1(% Mn)-13. 7(% Cr)-20(% Ni+% Cu)-18. 5(% Mo) ? --式（1)
[0054] Ni 當量（％ ) =% Ni+30(% C+% N)+0. 5(% Mn) ? --式（2)
[0055] 式（1)、⑵中，％ C表示C的含量（質量％ )、％ N表示N的含量（質量％ )、％ Si表示Si的含量（質量％ )、％ Mn表示Mn的含量（質量％ )、％ Cr表示Cr的含量（質 量％ )、％ Ni表示Ni的含量（質量％ )、％ Cu表示Cu的含量（質量％ )、％ Mo表示Mo 的含量（質量％ )。
[0056] [4]在[3]的製造方法中，在前述退火後實施平整軋制。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0057] 圖1是顯示退火後的不鏽鋼的晶體取向的晶體取向圖。圖1的（a)是退火前的加 工誘發馬氏體量為78%的情況。圖1的（b)是退火前的加工誘發馬氏體量為90%的情況。
[0058] 圖2是冷軋中生成的加工誘發馬氏體組織的示意圖。圖2的（a)表示板條狀的馬 氏體。圖2的（b)表示網格狀的馬氏體（cell martensite)。

【具體實施方式】
[0059] 本發明中限定鋼的化學組成和製造條件的理由如下所述。其中，關於鋼的化學組 成，"％"為"質量％"。
[0060] C :C以粗大的Cr碳化物形式在晶界析出，成為蝕刻過程中產生汙垢的原因，所以 含量少為好。然而，由於是廉價地提高鋼板強度的元素，因而可以以沒有汙垢的不良影響的 0. 03%以下的範圍含有。對於蝕刻後的平滑性有嚴格要求的用途，理想的是0. 02%以下。 另外，C與Nb鍵合成為微細的Nb化合物，在退火時析出，具有抑制晶粒生長的效果，所以理 想的是使之含有0.001 %以上。
[0061] Si :Si作為熔化時的脫氧材料使用、還有助於鋼的強化。但是，若Si含量過度增 力口，則存在使蝕刻速度降低的不良影響。因此，Si可以以1.0%以下的範圍含有。優選設為 0. 6%以下。
[0062] Mn :Mn有助於防止熱加工時的脆性破壞和鋼的強化。但是，Mn是強大的奧氏體生 成元素，因而若含量過度增加，則冷軋時生成的加工誘發馬氏體少，此後的退火中無法得到 微細晶粒。因此，Mn可以以1.5%以下的範圍含有。優選設為1.2%以下。更優選設為小 於 1. 2 %。
[0063] Cr :Cr是不鏽鋼的基本元素，在鋼材表面形成金屬氧化物層，對於起到提高耐蝕 性的作用來說是必要元素。然而，Cr是強大的鐵素體穩定化元素，因而若含量過多，則S鐵 素體生成。該S鐵素體使原材料的熱加工性劣化。因此，Cr含量設為12. 0%以上且20. 0% 以下。優選設為15.0%以上且19.0%以下。
[0064] Ni :Ni是奧氏體生成元素，是用於在室溫下穩定得到奧氏體相的必要元素。因此， 將下限值設為4. 5%。然而，若Ni含量過多，則奧氏體相過於穩定化，冷軋時的加工誘發馬 氏體相變被抑制。此外，Ni是昂貴的元素，含量的增大招致成本大幅上升。因此，上限值設 為9.0%。優選設為6.0%以上且8. 5%以下。
[0065] Mo :Mo使材料的耐蝕性提升。然而，若Mo含量過度增加，則妨礙蝕刻性、還牽涉 成本的上升。因此，Mo可以以2.0%以下的範圍含有。優選設為1.0%以下。更優選設為 0. 50%以下。
[0066] Cu :Cu是奧氏體生成元素，是能夠調整奧氏體相的穩定度的元素。若Cu含量過度 增加，則製造過程中在晶界偏析。該晶界偏析使熱加工性顯著劣化，製造變得困難。因此， 可以以上限值1.5%的範圍含有。理想的是設為1.0%以下。
[0067] N :N與C同樣是固溶強化元素，有助於提高鋼的強度。另外，與Nb鍵合以微細的 Nb化合物形式在退火時析出，具有抑制晶粒生長的效果，因而理想的是使之含有0. 03%以 上。然而，若N含量過度增加，則鋼板的製造過程中粗大的氮化物大量生成。它們成為破壞 起點，使熱加工性顯著劣化，難以製造。因此，N含量設為0.15%以下。優選設為0.04%以 上且0. 13%以下。
[0068] Nb :Nb生成微細的碳化物或氮化物，憑藉釘扎效應而抑制晶體的粒生長。即，對晶 粒的微細化來說是有效的元素。因此，含有0.01%以上的Nb。但是，若Nb含量變得過多， 則存在抑制再結晶、退火後未再結晶部大量殘留的不良影響。另外，Nb的大量添加直接關 繫到原材料成本的增加。因此，上限值設為0.50%。優選設為0.02%以上且0.20%以下。
[0069] 本發明的鋼的化學組成以下述Md30值和Ni當量分別進一步滿足下述規定量的範 圍地含有各元素的方式構成，餘量為Fe和雜質。
[0070] Md30值：Md30值如式（1)所示，是加工誘發馬氏體生成的難易性的指標。定性而 言，若Md30值大，則冷軋過程中加工誘發馬氏體容易生成。如上所述，為了使退火時的金相 組織為微細粒奧氏體組織，有必要使退火前的冷軋後的金相組織的90%以上為加工誘發馬 氏體。為此，將Md30值設為20°C以上。然而，若Md30值過大，則製造工序中加工誘發馬氏 體量會過度增加，乳制效率顯著變差，因而將上限值設為60°C。理想的是設為30°C以上且 50°C以下。
[0071] Md30 值 CC ) = 497-462(% C+% N)-9. 2(% Si)-8. 1(% Mn)-13. 7(% Cr)-20(% Ni+% Cu)-18. 5(% Mo) ? --式（1)
[0072] Ni當量：Ni當量如下述式（2)所示,是表示退火時的奧氏體相的穩定性的指標。 定性而言，若Ni當量高，則奧氏體相變穩定。為了使冷軋中生成的加工誘發馬氏體在退火 時逆相變為奧氏體相，有必要使Ni當量為9. 5%以上。理想的是設為9. 8%以上。
[0073] Ni 當量（％ ) =% Ni+30(% C+% N)+0. 5(% Mn) ? --式（2)
[0074] 式（1)、⑵中，％ C表示C的含量（質量％ )、％ N表示N的含量（質量％ )、％ Si表示Si的含量（質量％ )、％ Mn表示Mn的含量（質量％ )、％ Cr表示Cr的含量（質 量％ )、％ Ni表示Ni的含量（質量％ )、％ Cu表示Cu的含量（質量％ )、％ Mo表示Mo 的含量（質量％ )。
[0075] 關於晶體邊界的傾角（取向差）
[0076] 本發明中規定了 ：具有2°以上的傾角（取向差）的晶體邊界之中，具有15°以上 的傾角（取向差）的晶體邊界的比例為95%以上。以下，在沒有特別規定的情況下，晶體邊 界的比例均為相對於具有2°以上的傾角（取向差）的晶體邊界的比例。
[0077] 其中，"傾角"是指晶體邊界（即晶界）處鄰接的2個晶體的晶體取向（軸）的角 度之差，定性而言，傾角越小，鄰接的晶粒越趨於朝向同一方向。"傾角"小的晶體邊界的比 例大時，如圖1的（a)所示，會容易形成晶體取向集中的晶粒聚集的粗大區域。相反地，"傾 角"大的晶體邊界的比例大時，各晶粒的晶體取向零亂，在進行蝕刻加工時，蝕刻面平滑。參 照圖1的（b)。
[0078] 另外，具體而言，傾角的計測可以採用EBSP進行，用顏色區分顯示傾角，使用截點 法求出傾角。
[0079] 如上所述，晶體取向集中的晶粒聚集的粗大區域由於只選擇性地部分溶解或者難 以溶解，因而這種粗大區域存在時，蝕刻面的凹凸變大。即，鄰接的晶體的取向差大不同的 這種晶體邊界的比例大時，蝕刻面平滑。具體而言，具有2°以上的傾角的晶體邊界之中，使 具有15°以上的傾角的晶體邊界的比例為95%以上。
[0080] 平均晶體粒徑：平均晶體粒徑變小時，蝕刻面的粗糙度變小。該效果特別是在使平 均晶體粒徑為5 y m以下時突顯，因而平均晶體粒徑設為5 y m。為了更進一步發揮效果，理 想的是3iim以下。
[0081] 其中，晶體邊界定義成晶體取向差為15°以上的邊界，平均晶體粒徑定義為被這 種晶體取向差為15°以上的邊界包圍的晶粒的平均粒徑。平均晶體粒徑可以根據板厚中心 部的EBSP取向差圖採用求積法算出。
[0082] 下面對於本發明的蝕刻用不鏽鋼板的製造方法進行說明。至熱軋為止可以採用與 以往同樣的方法進行。本發明中，通過規定作為最終精加工處理的退火以及之前進行的冷 軋的操作條件，能夠發揮期望的效果。除了冷軋及此後的退火以外，沒有特別的限制。
[0083] 本發明的製造方法中，如上所述，為了得到優異的蝕刻面的平滑性，重要的是使具 有15°以上的傾角的邊界的比例為95%以上且使這些邊界（晶界）所包圍的晶粒的平均 直徑為5 以下。在最終退火時若存在沒有Y粒的核生成的粗大區域，則該區域在退火 後仍會以僅由小傾角分割的晶粒聚集的粗大區域的形式殘留。換言之，在最終退火時通過 使Y粒的核同時多發地分布生成，這些晶粒相互抑制對方的粒生長，能夠得到前述的蝕刻 面的平滑性優異的組織。
[0084] 另外，Y粒的核以母相的晶界或位錯等缺陷為位點而生成。與奧氏體相相比，力口 工誘發馬氏體相包含大量的位錯，因而在冷軋時大量產生加工誘發馬氏體是有效的。
[0085] 此外，冷軋中生成的加工誘發馬氏體通常為如圖2的（a)所示那樣的平坦且細長 的板條狀的馬氏體。該板條的邊界也作為Y粒的成核位點起效。然而，若使該加工誘發馬 氏體為如圖2的（b)所示那樣地將板條進一步分割成多個的網格狀的馬氏體，則該網格的 邊界也成為Y粒的成核位點，在最終退火時可以使Y粒的核同時多發地在更多的位置生 成。為了使具有15°以上的傾角的邊界的比例為95%以上且使這些邊界（晶界）所包圍 的晶粒（再結晶晶粒）的平均直徑為5 y m以下，重要的是在最終退火前的冷軋中怎樣使這 種網格狀的馬氏體大量生成。
[0086] 壓下率（板厚減少率）越大，在冷軋時生成的a '（加工誘發馬氏體）量越多。
[0087] 例如，上述的專利文獻2 (日本特許3562492號公報）的[0024]中有"對於最終退 火前的冷軋時的壓下率也沒有特別的限制，為通常實施的40%水平以上的壓下率即可"。但 是，本發明中，為了使最終退火前的a '量儘可能大量地生成，冷軋時的壓下率（板厚減少 率）理想的是50%以上、更理想的是70%以上。然而，在工業上能夠量產的條件下，僅簡單 地增大壓下率時難以使網格狀的馬氏體充分地生成。為了使網格狀的馬氏體充分地生成， 有必要控制冷軋的溫度和張力。
[0088] 具體而言，為了生成網格狀的馬氏體，使冷軋為多道次軋制，且以35°C以下、乳制 速度200m/分鐘以下、乳制方向的張力30kg/mm 2以上進行各道次，使冷軋的總板厚減少率 為50%以上。
[0089] 冷軋開始溫度若超過35°C，則不能生成足量的網格狀馬氏體，因而冷軋的所有道 次中軋制開始溫度設為35°C以下。軋制開始溫度的控制大體可採用兩種方法實現。
[0090] 其一是抑制冷軋中自身的發熱。為此，有效的是使冷軋為多道次軋制且使每1道 次的壓下率小。具體而言，理想的是將各道次的壓下率最大設為20%以下。
[0091] 另一個是在各道次後將板充分冷卻的方法。為此，理想的是將軋制速度設為200m/ 分鐘以下、更理想的是180m/分鐘以下。此外，在各道次間設置板達到35°C以下的充分的冷 卻時間是有效的，可逆式軋制（reverse rolling)的情況下，先從軋機卸下卷材、冷卻後進 行軋制是有效的。
[0092] 此外，冷軋時利用卷取捲軸在軋制方向賦予張力。通過使該張力為30kg/mm2以上、 更理想的是設為40kg/mm2以上，乳制產生的板厚方向的壓縮應力與捲軸的張力產生的板的 長度方向的拉伸應力互相作用，可以使多數的滑移帶活動，給予鋼板大的應變，使網格狀的 馬氏體大量地生成。另外，通過賦予拉伸應力，還具有使所賦予的應變在板厚方向均一的效 果。通過施加張力，由於能夠減少軋制時的板與輥間的摩擦，因而還具有抑制軋制時的發熱 的效果。以往，如果冷乳時的張力過大，則存在乳制鋼板的端部的邊裂（edge crack)、板片 零碎的問題，通常是設為低於30kg/mm2。但是，本發明通過將C量設為0. 03%以下，確保了 延性，可以施加30kg/mm2以上的張力進行軋制。
[0093] 對於在冷軋後最終進行的退火，為了抑制粒生長，退火溫度設為950°C以下。但是， 退火溫度過低時，未再結晶部大量殘留，因而將下限值設為700°C。對於退火時間，連續退火 的情況下，均熱時間（保持為規定溫度的時間）為2?300秒，通常為30?120秒左右就 足夠了。
[0094] 在最終的退火時製成未再結晶部少的微細的Y粒組織之後，可以為了調整硬度 等性能而實施平整軋制。根據平整軋制的程度，加工誘發馬氏體生成，該馬氏體是以原始的 Y粒或比其小的區域為單位而生成的，因此由微細的Y粒生成的加工誘發馬氏體微細地 分散。因此，與平整軋制前同樣地，經過蝕刻的面是平滑的。另一方面，最終退火時未再結 晶部多的組織或粗大的Y粒組織的情況下，經過平整軋制，馬氏體的區域不分散，具有相 似的取向的馬氏體成塊，因而蝕刻面的平滑性受損。
[0095] 實施例
[0096] 下面通過實施例對本發明進一步具體地說明。
[0097] 將供試材料的鋼的化學組成示於表1。各成分之中在本發明範圍外的在含量的數 字下畫下劃線表示。表1中的A?E是滿足本發明的規定的化學組成、F?L是不滿足規 定的比較用的化學組成。
[0098] 將具有表1的A?L的化學組成的小型鑄錠熔化、切削加工、熱乳、退火、除氧化皮 後，反覆進行冷軋及退火1?3次。然後，以表2中歸納顯示的條件實施冷軋（多道次軋 制）、最終退火。由所得到的厚度〇. 4mm的鋼板採集試驗片，按照以下要領來調查各特性。 最大軋制速度意指最終退火前的冷軋的多個道次之中最大的速度，最小張力意指最終退火 前的冷軋的多個道次之中最小的張力。
[0099] 具有15°以上的傾角的晶體邊界的比例：切取垂直於軋制方向的截面，進行包 埋、研磨之後，測定EBSP的取向差圖。對具有2?小於15°的傾角的晶體邊界和具有15° 以上的傾角的晶體邊界進行辨別，算出具有15°以上的傾角的晶體邊界佔邊界全長的比。
[0100] 平均晶體粒徑：晶界定義成毗鄰的晶粒的傾角為15°以上的邊界，平均晶體粒徑 根據板厚中心部的EBSP取向差圖採用求積法算出。
[0101] Cr碳化物的有無：通過化學研磨將供試材料表面削去IOym之後，使用X射線衍 射裝置測定衍射峰。特徵X射線設為Co-K a射線、2 0範圍設為20?100°。將存在Cr23C6、 Cr7C 3的衍射峰的供試材料視為有Cr碳化物，將確認不到Cr23C6Xr7C 3的衍射峰的供試材料 視為無Cr碳化物。
[0102] 蝕刻面粗糙度：將切斷為長度20mm的供試材料在蝕刻液中浸漬600秒鐘。蝕刻液 設為液溫40°C的氯化鐵溶液（比重：1. 41)。用雷射顯微鏡測定浸漬後的供試材料表面的 平均粗糙度Ra及粗糙度輪廓單元的平均寬度RSm (凹凸的間隔）。平均粗糙度Ra的測定區 域是100 y mX 100 ii m的面，將各供試材料各3處測定得到的結果的平均值作為測定值。粗 糙度輪廓單元的平均寬度RSm的測定區域是200 y m的線，將各供試材料各3處測定得到的 結果的平均值作為測定值。作為精密加工所要求的標準，將無Cr碳化物並且Ra < 0. 35 y m 且RSm彡IOiim視為合格。
[0103] 表2的鋼板1?6滿足本發明的規定，蝕刻面的粗糙度優異。鋼板7?17是比較 用的鋼板，蝕刻面的粗糙度差。鋼板7?10雖然組成滿足本發明的規定，但傾角15°以上 的邊界的比例少，所以蝕刻面的粗糙度差。比較鋼11?17的組成不滿足本發明的規定，蝕 刻面的粗糙度差。
[0104] [表 1]

【權利要求】
1. 一種奧氏體系不鏽鋼板，以質量％計， C :0. 03% 以下、 Si :1. 0% 以下、 Mn :1. 5% 以下、 Mo :2. 0% 以下、 Cr :12. 0%以上且20. 0%以下、 Ni :4.5%以上且9.0%以下、 Cu :1. 5% 以下、 N:0.03%以上且0. 15%以下、 Nb :0.01%以上且0.50%以下、 餘量為Fe和雜質， 下述式（1)所示的Md30值為20°C以上且60°C以下、下述式（2)所示的Ni當量為9. 5% 以上； 金相組織中，具有2°以上的傾角的晶體邊界之中，具有15°以上的傾角的晶體邊界 的比例為95%以上，具有15°以上的傾角的晶體邊界所包圍的晶粒的平均直徑為5μπι以 下， Md30 值（。〇 = 497-462 (%C+%N)-9.2(% Si)-8. 1(% Mn)-13.7(% Cr)-20(% Ni+% Cu)-18. 5(% Mo) · · ·式（1) Ni 當量（％ ) = % Ni+30(% C+% Ν)+0· 5(% Μη) · · ·式（2) 式（1)、（2)中，表示C的含量（質量％)、表示N的含量（質量％)、％Si 表示Si的含量（質量％)、％ Μη表示Μη的含量（質量％)、％ Cr表示Cr的含量（質 量％ )、％ Ni表示Ni的含量（質量％ )、％ Cu表示Cu的含量（質量％ )、％ Mo表示Mo 的含量（質量％)。
2. -種奧氏體系不鏽鋼板，其是對權利要求1所述的不鏽鋼板實施平整軋制而得到 的。
3. -種奧氏體系不鏽鋼板的製造方法，其是對如下的鋼坯實施熱軋和冷軋之後進行退 火來製造鋼板的方法，所述鋼坯以質量％計， C :0. 03% 以下、 Si :1. 0% 以下、 Mn :1. 5% 以下、 Mo :2. 0% 以下、 Cr :12. 0%以上且20. 0%以下、 Ni :4.5%以上且9.0%以下、 Cu :1. 5% 以下、 N :0.03%以上且0. 15%以下、 Nb :0.01%以上且0.50%以下、 餘量為Fe和雜質， 下述式（1)所示的Md30值為20°C以上且60°C以下、下述式（2)所示的Ni當量為9. 5% 以上； 使所述冷軋為多道次軋制，且以35°C以下、乳制速度200m/分鐘以下、乳制方向的張力 30kg/mm2以上進行各道次， 使所述冷軋的總板厚減少率為50%以上； 使所述退火處於700°C以上且950°C以下的溫度， Md30 值（。〇 =497-462 (%C+%N)-9.2(% Si)-8. 1(% Mn)-13.7(% Cr)-20(% Ni+% Cu)-18. 5(% Mo) · · ·式（1) Ni 當量（％ ) =% Ni+30(% C+% Ν)+0· 5(% Μη) · · ·式（2) 式（1)、（2)中，表示C的含量（質量％)、表示N的含量（質量％)、％Si 表示Si的含量（質量％)、％ Μη表示Μη的含量（質量％)、％ Cr表示Cr的含量（質 量％ )、％ Ni表示Ni的含量（質量％ )、％ Cu表示Cu的含量（質量％ )、％ Mo表示Mo 的含量（質量％)。
4.根據權利要求3所述的製造方法，其中，在所述退火後實施平整軋制。
【文檔編號】C21D9/46GK104302800SQ201380025031
【公開日】2015年1月21日 申請日期:2013年8月19日 優先權日:2012年8月20日
【發明者】澤田正美, 脅田昌幸, 澀谷將行, 藤澤一芳 申請人:新日鐵住金株式會社