本發(fā)明涉及奧氏體系不銹鋼板和其制造方法。

背景技術(shù)：

奧氏體系不銹鋼板被廣泛用于金屬掩模等。例如，金屬掩模通過蝕刻加工、激光加工等精密加工來制造。已知的是，這些精密加工通過原材料的晶粒直徑微細(xì)、提高整粒度來提高蝕刻面的平滑性。

例如，專利文獻(xiàn)1、2和3中提出了如下奧氏體系不銹鋼板：調(diào)整化學(xué)組成，在500～850℃這樣比通常低的溫度下實施最終冷軋后的退火，從而抑制晶粒生長，確保蝕刻面的平滑性。

特別是，專利文獻(xiàn)2、3中公開的發(fā)明中，通過添加nb，使nb的碳氮化物析出，從而抑制最終退火中的晶粒生長。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開平2-173214號公報

專利文獻(xiàn)2：日本特開2003-003244號公報

專利文獻(xiàn)3：日本特開2005-320587號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

然而，近年來，對精密加工要求迄今為止以上的加工面的平滑性，專利文獻(xiàn)1～3中公開的方法中，有時無法充分滿足該要求。特別是，專利文獻(xiàn)2和3中，在含有nb的鋼板中，為了在最終冷軋中使下部組織相變?yōu)榘鍡l狀的馬氏體，需要在供至最終冷軋的鋼板中使nb固溶。因此，專利文獻(xiàn)2中認(rèn)為，必須將最終冷軋的前工序即中間退火的處理溫度設(shè)定為1100℃這樣高的溫度。另外，專利文獻(xiàn)3中，為了利用表面光軋(最終冷軋)后的殘余應(yīng)力去除而抑制蝕刻時的翹曲，在550℃以上且700℃以下的溫度區(qū)域中進(jìn)行應(yīng)力去除退火(最終退火)。此處，著眼于專利文獻(xiàn)3中如表2所記載那樣地提高硬度。因此，需要抑制向奧氏體的逆相變，使馬氏體殘留。因此認(rèn)為，專利文獻(xiàn)3中，必須降低最終退火溫度。

如專利文獻(xiàn)2和3中所記載那樣含有nb的材料的情況下，nb在奧氏體相中固溶時，延遲重結(jié)晶，因此未重結(jié)晶部殘留較多。另外，實際制造中，由于冷軋、退火溫度的作業(yè)上的波動，而晶粒不會充分微細(xì)化，未重結(jié)晶部殘留，對這些不銹鋼板進(jìn)行精密加工時，有時其平滑性發(fā)生波動。

本發(fā)明的課題在于，提供：適于蝕刻、激光加工等精密加工的奧氏體系不銹鋼板和工業(yè)上穩(wěn)定地制造這樣的奧氏體系不銹鋼板的方法。

用于解決問題的方案

本發(fā)明人等為了解決上述課題而反復(fù)深入研究，結(jié)果獲得以下見解。

(1)至此已知的是，為了使蝕刻加工、激光加工等精密加工后的表面平滑，期望沒有未重結(jié)晶部的微細(xì)晶粒。在此基礎(chǔ)上，進(jìn)而，通過使晶粒為微細(xì)的等軸晶粒，精密加工面的平滑性進(jìn)一步提高。

(2)另外，為了使晶粒為微細(xì)的等軸晶粒，僅利用冷軋生成馬氏體而使其進(jìn)行逆相變是不充分的。

(3)冷軋初始生成加工誘發(fā)馬氏體，將其進(jìn)一步壓下，從而可以使馬氏體的形態(tài)從板條狀變化為單元格狀，其結(jié)果，可以得到目標(biāo)微細(xì)等軸晶粒組織。

(4)因此還認(rèn)為，有效的是，使冷軋率為90％以上、根據(jù)化學(xué)組成使γ不穩(wěn)定。然而，前者從工業(yè)上的側(cè)面出發(fā)是困難的，后者的γ是過度不穩(wěn)定時，熔解或熱軋中生成δ鐵素體，促進(jìn)熱軋、冷軋中的裂紋。

(5)因此有效的是，通過制造初始中，γ穩(wěn)定度高，最終冷軋中使其α’相變這樣的制造工序，從而改變γ穩(wěn)定度。因此，為了防止作為原材料的δ鐵素體的生成，使其為最低限度的γ穩(wěn)定度，在最終冷軋前進(jìn)行退火(中間退火)，使作為γ穩(wěn)定化元素的c、n析出。由此，在之后的冷軋中，容易生成α’。

(6)如果中間退火中使nb的一部分以nb(c、n)的形式析出，則可以利用釘扎效應(yīng)抑制晶粒生長，另外，可以降低最終退火中的固溶nb量，因此對未重結(jié)晶部殘留率的降低也是有效的。

(7)如果中間退火中使nb的一部分以nb(c、n)的形式析出，則可以降低γ穩(wěn)定度直至不生成δ鐵素體的程度。因此，作業(yè)時的軋制率低于假定，或者即使最終退火溫度發(fā)生波動，也可以穩(wěn)定地形成微細(xì)的等軸晶粒組織。

(8)為了提高γ穩(wěn)定度，對材料的化學(xué)組成也進(jìn)行了詳細(xì)研究。其結(jié)果，cu為奧氏體生成元素并且是能夠調(diào)整奧氏體相的穩(wěn)定度的元素，進(jìn)而，含有mo的情況下，利用與mo的協(xié)同效果使層疊缺陷能量上升，還具有抑制奧氏體母相中的應(yīng)變的蓄積的功能。由此，過度的加工硬化被抑制，薄板制造時的負(fù)荷大幅減輕。此外，在蝕刻、激光加工的前后，實施加壓、彎曲加工而使用的情況下，由于抑制過度的加工硬化而還具有容易進(jìn)行它們的成形的效果。

(9)如以上那樣，最終冷軋前的退火中在比通常低的溫度下進(jìn)行退火，從而使nb碳氮化物析出，調(diào)整固溶c和固溶n量，控制奧氏體相的穩(wěn)定度。之后，進(jìn)行冷軋，從而使形成的加工誘發(fā)馬氏體為單元格狀α’而不是現(xiàn)有的板條狀α‘。由此，與基于最終退火工序中初始退火中形成的nb碳氮化物的釘扎效應(yīng)相符合地，可以得到細(xì)粒且長徑比降低了的等軸晶粒。其結(jié)果，可以得到細(xì)粒且等軸晶粒的奧氏體系不銹鋼板，可以提高蝕刻加工面的平滑性。

本發(fā)明人等基于上述見解完成了本發(fā)明。本發(fā)明的主旨在于，下述的奧氏體系不銹鋼板和其制造方法。

(1)一種奧氏體系不銹鋼板，其以質(zhì)量％計，

c+n：0.03～0.20％、

si：0.1～1.5％、

mn：0.10～1.5％、

cr：15.0～22.0％、

ni：4.5～10.0％、

cu：0.10～2.0％、

mo：0.1～2.0％、

nb：0.02～0.50％、

余量為fe和雜質(zhì)，

平均晶粒直徑為5.0μm以下，

未重結(jié)晶部殘留率為3.0％以下，

晶粒的平均長徑比為1.2以下。

(2)一種(1)所述的奧氏體系不銹鋼板的制造方法，

對母材進(jìn)行熱軋、退火、冷軋后，

依次進(jìn)行：處理溫度低于1000℃的中間退火、總板厚減少率為50％以上的最終冷軋、在處理溫度超過700℃且950℃以下的溫度區(qū)域中進(jìn)行的最終退火。

發(fā)明的效果

根據(jù)本發(fā)明，可以得到細(xì)粒且等軸晶粒的奧氏體系不銹鋼板。對于這樣的奧氏體系不銹鋼板，蝕刻加工面的平滑性優(yōu)異，因此適于蝕刻、激光加工等精密加工。本發(fā)明還可以在工業(yè)上穩(wěn)定地制造上述奧氏體鋼。

附圖說明

圖1為示出現(xiàn)有的制造方法與本發(fā)明的制造方法的差異的圖。

圖2為示出晶粒的長徑比的圖。

具體實施方式

對本發(fā)明進(jìn)行詳述。需要說明的是，以下，將“質(zhì)量％”簡單記作“％”。

1.奧氏體系不銹鋼板

(1)化學(xué)組成

·c+n：0.03～0.20％

c和n是γ穩(wěn)定化元素，為了抑制熔解時、熱軋時的δ鐵素體的生成而必須含有適量。進(jìn)而，c和n與nb結(jié)合而以微細(xì)的nb化合物的形式在中間退火時、或最終退火時析出，有抑制晶粒生長的效果。此外，在熱軋板的時刻固溶，在中間退火時以nb碳氮化物的形式析出，從而在制造工序的中途可以調(diào)整母材的γ穩(wěn)定度。因此，c和n必須總計含有0.03％以上。優(yōu)選為0.05％以上。另一方面，c和n的總含量過多時，即使中間退火時以nb化合物的形式析出，一部分也以固溶c或固溶n的形式殘留，最終冷軋時的母材的γ穩(wěn)定度高，結(jié)果，最終冷軋中不會生成充分的單元格狀馬氏體。因此，上限設(shè)為0.20％。優(yōu)選為0.16％以下。另外，c和n的含量分別優(yōu)選為0.01～0.10％、0.01～0.15％。

·si：0.1～1.5％

si作為熔煉時的脫氧材料使用，也有利于鋼的強化。因此，將下限設(shè)為0.1％。然而，si含量過度變多時，有降低蝕刻速度的不良影響。由此，si含量設(shè)為1.5％以下。優(yōu)選設(shè)為0.8％以下。

·mn：0.10～1.5％

mn有利于防止熱加工時的脆性破壞和鋼的強化。因此，將下限設(shè)為0.10％。然而，mn是強力的γ生成元素，因此含量過度變多時，冷軋時生成的加工誘發(fā)馬氏體少，之后的退火中無法得到微細(xì)晶粒。由此，mn含量設(shè)為1.5％以下。進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為1.2％以下。

·cr：15.0～22.0％

cr是不銹鋼的基本元素，是在鋼材表面形成金屬氧化物層而發(fā)揮提高耐腐蝕性的作用的必不可少的元素，含有15.0％以上。然而，cr是強力的鐵素體穩(wěn)定化元素，因此含量過多時，熔煉后大量的δ鐵素體殘留。該δ鐵素體使原材料的熱加工性明顯劣化。由此，cr含量設(shè)為15.0～22.0％。優(yōu)選的下限為15.0％，優(yōu)選的上限為19.0％。

·ni：4.5～10.0％

ni是γ生成元素，是為了在室溫下穩(wěn)定地得到γ相而必不可少的元素，將下限值設(shè)為4.5％。然而，ni含量過多時，γ相過度穩(wěn)定化，冷軋時的加工誘發(fā)馬氏體相變被抑制。進(jìn)而，ni是昂貴的元素，含量的增大導(dǎo)致成本的大幅上升。由此，上限值設(shè)為10.0％。

·cu：0.10～2.0％

cu是γ生成元素，與ni同樣地是能夠調(diào)整γ相的穩(wěn)定度的元素。另外，具有使原材料軟質(zhì)化的效果，因此如本發(fā)明那樣，以高且大的軋制率實施冷軋的情況下，可以降低軋制的負(fù)荷。進(jìn)而，cu是奧氏體生成元素，是能夠調(diào)整奧氏體相的穩(wěn)定度的元素。含有mo的情況下，利用與mo的協(xié)同效果使層疊缺陷能量上升，抑制奧氏體母相中的應(yīng)變的蓄積，過度的加工硬化被抑制，薄板制造時的負(fù)荷大幅減輕。此外，在蝕刻、激光加工的前后實施加壓、彎曲加工而使用的情況下，由于抑制過度的加工硬化而還有它們的成形變?nèi)菀椎男Ч?。因此，下限設(shè)為0.10％。另一方面，cu含量過度變多時，制造過程中晶界中發(fā)生偏析。該晶界偏析使熱加工性明顯劣化，制造變困難。由此，上限值設(shè)為2.0％。優(yōu)選的下限為0.2％，優(yōu)選的上限為1.0％。

·mo：0.1～2.0％

mo是γ生成元素，與ni同樣地是能夠調(diào)整γ相的穩(wěn)定度的元素。另外，mo是形成均質(zhì)的氧化覆膜的元素，因此有降低蝕刻不均的效果。進(jìn)而，mo是利用與cu的協(xié)同效果使層疊缺陷能量上升而抑制奧氏體母相中的應(yīng)變的蓄積的元素，抑制過度的加工硬化，使薄板制造時的負(fù)荷大幅減輕。進(jìn)而，在精密加工的前后實施加壓、彎曲等加工而使用的情況下，由于抑制過度的加工硬化，因而還有它們的成形變?nèi)菀椎男Ч?。因此，將下限設(shè)為0.1％。然而，mo含量過度變多時，導(dǎo)致成本的上升。由此，mo含量設(shè)為2.0％以下。優(yōu)選設(shè)為1.0％以下。

·nb：0.02～0.50％

nb生成微細(xì)的碳化物或氮化物，利用釘扎效應(yīng)抑制晶體的晶粒生長。另外，中間退火中使nb的碳氮化物析出，從而降低母材中的c含量、n含量，將奧氏體穩(wěn)定度降低至不生成δ鐵素體的程度。其結(jié)果，中間退火后的冷軋中，母相在早期發(fā)生馬氏體相變，之后大量生成單元格狀的馬氏體。另外，nb有抑制晶粒生長的效果，另一方面，以固溶狀態(tài)存在時，延遲退火時的重結(jié)晶，在退火后成為未重結(jié)晶部殘留的因素?？紤]這些效果，nb含量的下限值設(shè)為0.02％。然而，固溶狀態(tài)的nb的含量變得過多時，延遲退火時的重結(jié)晶，未重結(jié)晶部大量殘留。未重結(jié)晶部大量殘留時，成為降低經(jīng)過精密加工的制品的平滑性的因素。由此，上限值設(shè)為0.50％。優(yōu)選的下限為0.04％，優(yōu)選的上限為0.20％。

·余量：fe和雜質(zhì)

不銹鋼的制造中，從推進(jìn)再利用的觀點出發(fā)，大多使用廢料原料。因此，不銹鋼中不可避地混入各種雜質(zhì)元素。難以一概地確定雜質(zhì)元素的含量。因此，本發(fā)明中的雜質(zhì)是指，以不妨礙本發(fā)明的作用效果的量含有的元素。作為這樣的雜質(zhì)，例如可以舉出p：0.05％以下，s：0.03％以下。

·其他

md30是賦予30％的應(yīng)變時金相組織整體的50％變?yōu)轳R氏體的溫度，是表示加工誘發(fā)馬氏體相變的引起容易性的指標(biāo)之一。因此，md30優(yōu)選為30～55℃的范圍。這是由于，如果為該范圍，則容易引起加工誘發(fā)馬氏體相變。

sfe是指層疊缺陷能量，是表示層疊缺陷的形成容易性的指標(biāo)之一。sfe過低時，容易形成層疊缺陷，難以充分引起加工誘發(fā)馬氏體相變。因此，sfe優(yōu)選設(shè)為3mj/cm²以上。這是由于，如果為該范圍，則容易抑制層疊缺陷的形成，容易充分促進(jìn)加工誘發(fā)馬氏體相變。sfe的優(yōu)選的上限為100mj/cm²。

(2)奧氏體系不銹鋼板的金相組織

·平均晶粒直徑：5.0μm以下

平均晶粒直徑變小時，精密加工面的粗糙度變小。該效果特別是在將平均晶粒直徑設(shè)為5.0μm以下時明顯體現(xiàn)。因此平均晶粒直徑設(shè)為5.0μm以下。為了更進(jìn)一步發(fā)揮效果，期望為3.0μm以下。過度減小平均晶粒直徑時，導(dǎo)致制造成本的上升，因此其下限設(shè)為0.3μm?？紤]與制造成本的均衡性時，期望其下限設(shè)為0.5μm。平均晶粒直徑是指，與利用求積法算出的平均晶粒面積具有相同面積的圓的直徑。

·未重結(jié)晶部殘留率：3.0％以下

如果未重結(jié)晶部大量殘留，則對不銹鋼板進(jìn)行蝕刻加工時，僅該部分中對周邊的重結(jié)晶晶粒優(yōu)先地被蝕刻，結(jié)果，有時其平滑性受損。因此，優(yōu)選將不破壞平滑性的未重結(jié)晶殘留率設(shè)為3.0％以下。未重結(jié)晶晶粒殘留率過低的原材料的制造導(dǎo)致生產(chǎn)效率的降低，因此期望其下限為0.5％。

·晶粒的平均長徑比：1.2以下

晶粒越是微細(xì)的等軸晶粒，精密加工面的粗糙度越小。因此，將晶粒的平均長徑比(晶粒的長軸長度/短軸長度)設(shè)為1.2以下。本發(fā)明中的長軸長度是指，將晶粒近似為橢圓時的長軸長度。另外，本發(fā)明中的短軸長度是指，將晶粒近似為大圓時的短軸長度。例如，晶粒為圖2所示的形狀時，長的線段為長軸，短的線段為短軸。需要說明的是，平均長徑比越小越好，下限可以設(shè)為1.0％。

2.奧氏體系不銹鋼板的制造方法

(1)熱軋、退火、冷軋

本發(fā)明中的供至熱軋的母材可以使用：在轉(zhuǎn)爐、電爐中將具有前述化學(xué)組成的鋼水熔解后、澆鑄至鑄模而形成的鑄錠；利用連續(xù)鑄造而得到的板坯。使用鑄錠時，可以利用切削加工等將母材加工成能夠熱軋的形狀。板坯的情況下，可以利用連續(xù)鑄造制造板坯(厚度120～280mm、寬度700～1200mm、長度8～10m左右)。可以將該鑄錠、板坯加熱至1100～1300℃左右的溫度區(qū)域后，進(jìn)行熱軋，形成厚度2～10mm左右的熱軋鋼板。之后，可以實施在1000～1200℃下進(jìn)行的退火處理和與現(xiàn)有同樣的酸洗處理，進(jìn)而進(jìn)行軋制率為20～70％的冷軋，形成0.2～2.0mm左右的冷軋鋼板。

(2)中間退火

本發(fā)明中，對利用冷軋而得到的鋼板在低于1000℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行中間退火。該中間退火是在即將進(jìn)行后述的最終冷軋前進(jìn)行的退火。中間退火中，nb的一部分不固溶而以碳氮化物的形式析出，可以得到將母材的奧氏體穩(wěn)定度降低至不生成δ鐵素體的程度的效果。如圖1所示那樣，中間退火溫度超過1050℃時，nb在鋼中固溶，最終冷軋中變?yōu)榘鍡l狀的馬氏體相變，最終退火中延遲重結(jié)晶，因此未重結(jié)晶部有時殘留。另外，如果未重結(jié)晶部殘留，則精密加工時其平滑性有時發(fā)生波動。因此，本發(fā)明中，在低于1000℃的溫度區(qū)域內(nèi)進(jìn)行中間退火的處理溫度。

處理溫度越低，越降低固溶c和固溶n，進(jìn)而越降低奧氏體穩(wěn)定度，因此，優(yōu)先形成單元格狀馬氏體。因此，優(yōu)選的處理溫度為980℃以下，特別優(yōu)選為950℃以下。另一方面，為了使nb的碳氮化物充分地析出，并且利用鋼板的軟質(zhì)化降低后續(xù)工序的冷軋的負(fù)荷，下限優(yōu)選為700℃，更優(yōu)選為800℃。另外，通過使nb碳氮化物充分地析出，即，減少固溶c和固溶n，為了一定程度地降低母材的奧氏體穩(wěn)定度，期望退火保持時間為5～300秒。另外，對直至處理溫度的升溫速度、退火后的冷卻速度沒有特別限定，從抑制容易粗大化的cr的碳氮化物的生成的觀點出發(fā)，分別優(yōu)選為10～30℃/秒、10～20℃/秒(從保持溫度至300℃為止)。對中間退火的氣氛沒有特別限定。

nb的碳氮化物的生成可以利用透射型電子顯微鏡(tem)進(jìn)行觀察來判斷。最終冷軋中對相變?yōu)閱卧駹钣行У膎b的碳氮化物的析出量根據(jù)母材的γ穩(wěn)定度而也不同，鋼板中的nb中，通過使0.01％左右的nb析出，從而可以得到目標(biāo)效果。

3.最終冷軋

對由中間退火而得到的鋼板進(jìn)行總板厚減少率為50％以上的最終冷軋。最終冷軋是在制造本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼板的工序中最后進(jìn)行的冷軋。為了達(dá)成本發(fā)明的目的，必須在中間退火后的冷軋中生成加工誘發(fā)馬氏體，進(jìn)而使馬氏體的形態(tài)從板條狀變化為單元格狀。為此，實施以總板厚減少率計為50％以上的冷軋。進(jìn)一步期望總板厚減少率設(shè)為60％以上。另一方面，總板厚減少率過大時，導(dǎo)致品質(zhì)降低，因此優(yōu)選總板厚減少率設(shè)為100％以下。需要說明的是，為單元格狀的馬氏體的情況，可以利用透射型電子顯微鏡(tem)進(jìn)行觀察。通過該觀察可知，在條紋狀板條的內(nèi)部生成較顆粒狀的單元格結(jié)構(gòu)的馬氏體，因此容易區(qū)分單元格狀與板條狀。

4.最終退火

對由最終冷軋而得到的鋼板進(jìn)一步在超過700℃且950℃以下的溫度下進(jìn)行最終退火。最終退火是在制造本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼板的工序中最后進(jìn)行的退火。進(jìn)行表面光軋的情況下，是直至表面光軋前為止的工序中最后進(jìn)行的退火。最終退火中，使前過程中生成的單元格狀馬氏體逆相變?yōu)槲⒓?xì)且等軸的奧氏體粒。此時，最終退火溫度過低時，不會進(jìn)行充分的重結(jié)晶，長徑比大的未重結(jié)晶晶粒殘留。另一方面，最終退火溫度過高時，晶粒發(fā)生粗大化。因此，最終退火設(shè)為超過700℃且950℃以下。為了更確實地體現(xiàn)效果，優(yōu)選最終退火的溫度的下限設(shè)為800℃，優(yōu)選上限設(shè)為930℃。對最終退火的氣氛沒有特別限定。

另外，從未重結(jié)晶晶粒的消滅和抑制晶粒粗大化的觀點出發(fā)，期望退火保持時間為5～300秒。對直至退火溫度為止的升溫速度、退火后的冷卻速度沒有特別限定，從利用充分的重結(jié)晶向等軸的奧氏體粒逆相變、且抑制晶粒的粗大化的觀點、和抑制妨礙蝕刻性的粗大的cr碳氮化物的觀點出發(fā)，優(yōu)選升溫速度設(shè)為15～50℃/秒，優(yōu)選冷卻速度設(shè)為15～45℃/秒(從保持溫度至300℃為止)。

實施例

將受試材料的鋼的化學(xué)組成示于表1。鋼a至g具有滿足本發(fā)明的限定的化學(xué)組成，鋼h至n為本發(fā)明范圍外的比較例。對具有表1的化學(xué)組成的小型鑄錠進(jìn)行鑄錠，切削加工，形成厚度40mm的熱軋用原材料。之后，進(jìn)行熱軋直至厚度4mm，熱軋后在1200℃下進(jìn)行退火，然后實施冷軋直至厚度2mm。之后，在1150℃下進(jìn)行退火，實施冷軋直至規(guī)定板厚。以在1150℃下的退火后進(jìn)行的冷軋、即中間退火前的冷軋的冷軋率為表2所示的軋制率進(jìn)行最終冷軋時，以最終冷軋后的厚度成為0.4mm的方式進(jìn)行逆運算。

之后，在表2所示的條件下實施中間退火、最終冷軋、最終退火，得到厚度0.4mm的鋼板。需要說明的是，中間退火中，以10～30℃/秒的升溫速度升溫至中間退火溫度，以表2中記載的中間退火溫度保持5～300秒后，以10～20℃/秒的降溫速度(從保持溫度至300℃為止)進(jìn)行降溫。另外，最終退火中，最終冷軋后，以15～30℃/秒的升溫速度升溫至最終退火溫度，以表2中記載的最終退火溫度保持5～300秒后，以15～30℃/秒的降溫速度(從保持溫度至300℃為止)進(jìn)行降溫。

用掃描型電子顯微鏡拍攝所得鋼板的軋制方向垂直截面的顯微組織照片，算出平均晶粒直徑、晶粒的平均長徑比和未重結(jié)晶部的殘留率。平均晶粒直徑、晶粒的平均長徑比均由各鋼板50個以上的顆粒的測量結(jié)果算出。未重結(jié)晶部的殘留率如下算出：在拍攝的照片上畫出100點以上的格子點，確認(rèn)該格子點是晶粒還是未重結(jié)晶部后，由全部格子點的數(shù)量與未重結(jié)晶部的格子點的數(shù)量的比率而算出。

另外，為了評價精密加工性，本實施例中調(diào)查了加工面的平均粗糙度。平均粗糙度如下測定：在氯化鐵溶液中進(jìn)行蝕刻直至板厚變?yōu)橐话耄缓笫褂媒佑|式粗糙度計進(jìn)行測定。在軋制方向垂直方向和軋制方向平行方向上，分別各方向各3次測定各4mm的線粗糙度(算術(shù)平均粗糙度)，將6次的算術(shù)平均粗糙度的測定結(jié)果進(jìn)而平均以代表值的形式進(jìn)行評價。將平均粗糙度為0.10μm以下判斷為作為金屬掩模沒有問題的水平。將結(jié)果示于表2。

[表1]

表1

*是指超過本發(fā)明中限定的范圍

[表2]

表2

*表示為本發(fā)明的鋼板的范圍外

#表示為本發(fā)明的制造方法的范圍外

表2的鋼板1～12是本發(fā)明例，精密加工面的平滑性優(yōu)異。需要說明的是，在最終冷軋結(jié)束后，從最終退火前的鋼板采集樣品，通過tem進(jìn)行組織觀察，結(jié)果可以確認(rèn)相變?yōu)閱卧駹畹鸟R氏體。另外，對于精密加工面的平滑性，對鋼板在氯化鐵溶液中進(jìn)行蝕刻直至板厚變?yōu)橐话牒?，以使用接觸式粗糙度計測定的蝕刻面的平均粗糙度作為指標(biāo)。

鋼板13～25是比較例，精密加工面的平滑性差。以下，進(jìn)行詳細(xì)說明。

對于鋼板13，中間退火溫度高，沒有中間退火中的nb碳氮化物的析出，因此其最終軋制中生成的馬氏體主要為板條狀，最終退火后的平均粒徑較微細(xì)，但是未重結(jié)晶部大量殘留，晶粒的平均長徑比也大。

對于鋼板14，最終冷軋率不足，因此生成的馬氏體少，生成的馬氏體也主要為板條狀，最終退火后的晶粒的平均長徑比大。

對于鋼板15，最終退火溫度高，晶粒較大生長，加工面的平滑性差。

對于鋼板16，最終退火溫度低，因此重結(jié)晶晶粒小，但是未重結(jié)晶部大量殘留，加工面的平均粗糙度大。

對于鋼板17，中間退火溫度高，沒有中間退火中的nb碳氮化物的析出，因此之后的最終軋制中生成的馬氏體主要為板條狀，最終退火后的平均粒徑較微細(xì)，但是未重結(jié)晶部大量殘留，晶粒的平均長徑比也大。

對于鋼板18，中間退火溫度滿足本發(fā)明的限定，但最終退火溫度低，因此，最終冷軋中生成的馬氏體向奧氏體的逆相變不充分，利用常規(guī)的方法無法算出晶粒直徑等。另外，本鋼板的組織由大量的馬氏體和未重結(jié)晶奧氏體構(gòu)成，因此精密加工面的粗糙度極大。

對于鋼板19至25，是化學(xué)組成在本發(fā)明的范圍外、且平均晶粒直徑、未重結(jié)晶部殘留率、晶粒的平均長徑比中的至少一者在本發(fā)明中限定的范圍外的比較例。

對于鋼板19、20，nb量低，利用低溫下的中間退火也無法調(diào)整奧氏體穩(wěn)定度。

對于鋼板21，ni量、c+n量高，奧氏體穩(wěn)定度極高，最終冷軋中沒有生成單元格狀的馬氏體。

對于鋼板22，cu少，奧氏體穩(wěn)定度低，因此最終退火后，大量的馬氏體殘留，無法算出晶粒直徑等。另外，加工后的粗糙度也大。

對于鋼板23，含有大量的cu，最終冷軋中沒有生成單元格狀的馬氏體。

對于鋼板24，nb大量含有，最終退火后未重結(jié)晶部也大量殘留。

對于鋼板25，mn、ni量多，奧氏體穩(wěn)定度極高，最終冷軋中也沒有生成單元格狀的馬氏體。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，可以得到細(xì)粒且等軸晶粒的奧氏體系不銹鋼板。這樣的奧氏體系不銹鋼板的蝕刻加工面的平滑性優(yōu)異，因此適于蝕刻、激光加工等精密加工。本發(fā)明還可以在工業(yè)上穩(wěn)定地制造上述奧氏體鋼。