CN104302800B - 不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种奥氏体系不锈钢板，以质量％计，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、余量为Fe和杂质，Md30值为20℃以上且60℃以下、Ni当量为9.5％以上；金相组织中，具有2°以上的倾角的晶体边界之中，具有15°以上的倾角的晶体边界的比例为95％以上，具有15°以上的倾角的晶体边界所包围的晶粒的平均直径为5μm以下。

Description

不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合在蚀刻加工中使用的奥氏体系不锈钢板及其制造方法。本申请基于2012年8月20日在日本申请的特愿2012-181628号主张优先权，将其内容援用至此。

背景技术

蚀刻加工是采用光刻法等如下地化学方法成形加工金属板的技术，将金属板的一部分遮盖之后，通过喷洒、浸渍使蚀刻液与金属板接触，从而将金属板露出的部分溶解。蚀刻加工用于荫罩、编码器隙缝(encoder slit)、引线框等精密电子部件的制造，用于弹簧、齿轮等精密机械部件的制造。

蚀刻加工是将金属板的不要部分溶解并除去而成形为目标形状的技术。对不锈钢板应用蚀刻加工时，若蚀刻面不平滑，则加工精度降低。其结果，例如出现不能使加工的隙缝间隔足够窄的问题、打印机的走纸用齿轮损伤印刷用纸或者油墨附着在凹凸面的凹部而弄脏印刷用纸之类的问题。另外，存在包装材料中使用蚀刻材料的情况，若蚀刻面不平滑，则发生色彩不匀，设计性大幅下降。此外，作为微反应器使用蚀刻材料时，若蚀刻面平滑，则有内部流动液不容易聚集的效果。

专利文献1提出了如下的奥氏体系不锈钢，在比通用温度低的500～850℃下实施最终冷轧后的退火，由此抑制晶粒生长、确保了蚀刻速度的提升和蚀刻面的平滑性。然而，对于专利文献1的不锈钢，由于碳化物析出，被通称为“污垢(smut)”(在蚀刻时残留的碳化物)的物质附着在蚀刻面，使蚀刻速度下降，污垢导致存在蚀刻面的平滑性受损的问题。

另外，专利文献2中提出了通过调整化学组成和制造工序条件而使平均晶体粒径为15μm以下、蚀刻面平滑的光刻用不锈钢板。然而，近年来要求加工的微细度、精密度为现有以上的用途多，专利文献2的技术方案不能充分满足这些要求。

此外，专利文献3中提出了通过调整化学组成和制造工序条件而使平均晶体粒径为10μm以下的光刻用不锈钢。然而，专利文献3的技术方案中由于添加昂贵的V，牵涉到原材料的成本大幅增加。

以上的现有技术中，蚀刻面的平滑性得到提升。然而，作为打印机的走纸用齿轮使用蚀刻材料时，留下损伤印刷用纸或者油墨附着在凹凸面的凹部而弄脏印刷用纸之类的问题。另外，包装材料中也并不是毫无蚀刻面的色彩不匀等问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许2754225号公报

专利文献2：日本特许3562492号公报

专利文献3：日本特许4324509号公报

发明内容

本发明的目的是鉴于前述的现状，工业上稳定地提供蚀刻面可进一步平滑化的奥氏体系不锈钢。具体而言，是提供蚀刻面的平滑性优异的奥氏体系不锈钢板及其制造方法。

对于如上述地采用现有技术无法解决的问题，发明人等着眼于每个晶粒的蚀刻性。

蚀刻加工是化学方法溶解并除去钢板表面而进行成形的手法。与蚀刻液接触的钢板的晶体取向导致溶解的速度不同。换言之，由于每个晶粒的溶解速度不同，蚀刻面的凹凸的大小是与晶粒同等的水平。为了得到平滑的蚀刻面，钢板的蚀刻面理想的是具有无规的晶体取向的微细区域(微细晶粒)的集合。

奥氏体系不锈钢严格来说是由亚稳奥氏体相形成的。奥氏体系不锈钢通过冷轧产生的加工诱发马氏体相变及此后的低温退火产生的向奥氏体的逆相变而使组织微细化。然而，例如进行低于700℃的温度下的低温退火时，会残留如图1的(a)中的被虚线包围的区域所示那样的、晶体取向集中的(晶体取向并不是无规的)粗大区域。这种晶体取向集中的粗大区域在蚀刻的过程中较其他的部分优先溶解、或者相反地较难溶解。其结果，该粗大区域中，蚀刻面的凹部或凸部明显变大。即使形成了这种明显大的凹部或凸部，但存在表现表面平滑性的平均粗糙度Ra无大幅变化的情况，因而以往被忽视了。本发明中，作为该晶体取向集中的粗大区域的评价，使用了粗糙度轮廓单元的平均宽度RSm。该值是表面的一组凹部和凸部的宽度的平均值。

另一方面，如图1的(b)，组织若是微细晶粒的集合而不是晶体取向集中的粗大区域，看出蚀刻面是平滑(凹凸、以及凹凸的间隔小)的。此情况下，将“晶粒”定义为被晶体取向差为15°以上的边界包围的区域。此外可知，为了得到这种微细晶粒的组织，有效的是在退火前的冷轧中生成足够的加工诱发马氏体。冷轧中残留的γ相区域在退火后的组织中继续呈现为这种晶体取向集中的粗大区域。与此相对，冷轧中生成的加工诱发马氏体含有大量应变，因而在此后的退火中成为微细的γ粒(再结晶晶粒)。此外可知，为了在冷轧中大量生成马氏体，有效的是优化钢板的化学组成。

基于上述思路，对于材料的化学组成、晶体粒度与成形性的关系进行了详细的研究，结果发现采用下述方案能够实现本发明的目的、完成本发明。

另外，对于制造方法也进行了详细的讨论，结果发现采用下述的制造方法能够在工业上稳定地提供实现本发明目的的不锈钢板、完成本发明。

在此，本发明如下所述。

[1]一种奥氏体系不锈钢板，以质量％计，

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、

余量为Fe和杂质，

下述式(1)所示的Md30值为20℃以上且60℃以下、下述式(2)所示的Ni当量为9.5％以上；

金相组织中，具有2°以上的倾角的晶体边界之中，具有15°以上的倾角的晶体边界的比例为95％以上，具有15°以上的倾角的晶体边界所包围的晶粒的平均直径为5μm以下。

Md30值(℃)＝497-462(％C+％N)-9.2(％Si)-8.1(％Mn)-13.7(％Cr)-20(％Ni+％Cu)-18.5(％Mo)···式(1)

Ni当量(％)＝％Ni+30(％C+％N)+0.5(％Mn)···式(2)

式(1)、(2)中，％C表示C的含量(质量％)、％N表示N的含量(质量％)、％Si表示Si的含量(质量％)、％Mn表示Mn的含量(质量％)、％Cr表示Cr的含量(质量％)、％Ni表示Ni的含量(质量％)、％Cu表示Cu的含量(质量％)、％Mo表示Mo的含量(质量％)。

[2]对[1]的不锈钢板实施平整轧制而得到的奥氏体系不锈钢板。

[3]一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，其是对如下的钢坯实施热轧和冷轧之后进行退火来制造钢板的方法，所述钢坯以质量％计，

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、

余量为Fe和杂质，

下述式(1)所示的Md30值为20℃以上且60℃以下、下述式(2)所示的Ni当量为9.5％以上；

使前述冷轧为多道次轧制，且以35℃以下、轧制速度200m/分钟以下、轧制方向的张力30kg/mm²以上进行各道次，

使前述冷轧的总板厚减少率为50％以上；

使前述退火处于700℃以上且950℃以下的温度。

Md30值(℃)＝497-462(％C+％N)-9.2(％Si)-8.1(％Mn)-13.7(％Cr)-20(％Ni+％Cu)-18.5(％Mo)···式(1)

Ni当量(％)＝％Ni+30(％C+％N)+0.5(％Mn)···式(2)

式(1)、(2)中，％C表示C的含量(质量％)、％N表示N的含量(质量％)、％Si表示Si的含量(质量％)、％Mn表示Mn的含量(质量％)、％Cr表示Cr的含量(质量％)、％Ni表示Ni的含量(质量％)、％Cu表示Cu的含量(质量％)、％Mo表示Mo的含量(质量％)。

[4]在[3]的制造方法中，在前述退火后实施平整轧制。

附图说明

图1是显示退火后的不锈钢的晶体取向的晶体取向图。图1的(a)是退火前的加工诱发马氏体量为78％的情况。图1的(b)是退火前的加工诱发马氏体量为90％的情况。

图2是冷轧中生成的加工诱发马氏体组织的示意图。图2的(a)表示板条状的马氏体。图2的(b)表示网格状的马氏体(cell martensite)。

具体实施方式

本发明中限定钢的化学组成和制造条件的理由如下所述。其中，关于钢的化学组成，“％”为“质量％”。

C：C以粗大的Cr碳化物形式在晶界析出，成为蚀刻过程中产生污垢的原因，所以含量少为好。然而，由于是廉价地提高钢板强度的元素，因而可以以没有污垢的不良影响的0.03％以下的范围含有。对于蚀刻后的平滑性有严格要求的用途，理想的是0.02％以下。另外，C与Nb键合成为微细的Nb化合物，在退火时析出，具有抑制晶粒生长的效果，所以理想的是使之含有0.001％以上。

Si：Si作为熔化时的脱氧材料使用、还有助于钢的强化。但是，若Si含量过度增加，则存在使蚀刻速度降低的不良影响。因此，Si可以以1.0％以下的范围含有。优选设为0.6％以下。

Mn：Mn有助于防止热加工时的脆性破坏和钢的强化。但是，Mn是强大的奥氏体生成元素，因而若含量过度增加，则冷轧时生成的加工诱发马氏体少，此后的退火中无法得到微细晶粒。因此，Mn可以以1.5％以下的范围含有。优选设为1.2％以下。更优选设为小于1.2％。

Cr：Cr是不锈钢的基本元素，在钢材表面形成金属氧化物层，对于起到提高耐蚀性的作用来说是必要元素。然而，Cr是强大的铁素体稳定化元素，因而若含量过多，则δ铁素体生成。该δ铁素体使原材料的热加工性劣化。因此，Cr含量设为12.0％以上且20.0％以下。优选设为15.0％以上且19.0％以下。

Ni：Ni是奥氏体生成元素，是用于在室温下稳定得到奥氏体相的必要元素。因此，将下限值设为4.5％。然而，若Ni含量过多，则奥氏体相过于稳定化，冷轧时的加工诱发马氏体相变被抑制。此外，Ni是昂贵的元素，含量的增大招致成本大幅上升。因此，上限值设为9.0％。优选设为6.0％以上且8.5％以下。

Mo：Mo使材料的耐蚀性提升。然而，若Mo含量过度增加，则妨碍蚀刻性、还牵涉成本的上升。因此，Mo可以以2.0％以下的范围含有。优选设为1.0％以下。更优选设为0.50％以下。

Cu：Cu是奥氏体生成元素，是能够调整奥氏体相的稳定度的元素。若Cu含量过度增加，则制造过程中在晶界偏析。该晶界偏析使热加工性显著劣化，制造变得困难。因此，可以以上限值1.5％的范围含有。理想的是设为1.0％以下。

N：N与C同样是固溶强化元素，有助于提高钢的强度。另外，与Nb键合以微细的Nb化合物形式在退火时析出，具有抑制晶粒生长的效果，因而理想的是使之含有0.03％以上。然而，若N含量过度增加，则钢板的制造过程中粗大的氮化物大量生成。它们成为破坏起点，使热加工性显著劣化，难以制造。因此，N含量设为0.15％以下。优选设为0.04％以上且0.13％以下。

Nb：Nb生成微细的碳化物或氮化物，凭借钉扎效应而抑制晶体的粒生长。即，对晶粒的微细化来说是有效的元素。因此，含有0.01％以上的Nb。但是，若Nb含量变得过多，则存在抑制再结晶、退火后未再结晶部大量残留的不良影响。另外，Nb的大量添加直接关系到原材料成本的增加。因此，上限值设为0.50％。优选设为0.02％以上且0.20％以下。

本发明的钢的化学组成以下述Md30值和Ni当量分别进一步满足下述规定量的范围地含有各元素的方式构成，余量为Fe和杂质。

Md30值：Md30值如式(1)所示，是加工诱发马氏体生成的难易性的指标。定性而言，若Md30值大，则冷轧过程中加工诱发马氏体容易生成。如上所述，为了使退火时的金相组织为微细粒奥氏体组织，有必要使退火前的冷轧后的金相组织的90％以上为加工诱发马氏体。为此，将Md30值设为20℃以上。然而，若Md30值过大，则制造工序中加工诱发马氏体量会过度增加，轧制效率显著变差，因而将上限值设为60℃。理想的是设为30℃以上且50℃以下。

Md30值(℃)＝497-462(％C+％N)-9.2(％Si)-8.1(％Mn)-13.7(％Cr)-20(％Ni+％Cu)-18.5(％Mo)···式(1)

Ni当量：Ni当量如下述式(2)所示，是表示退火时的奥氏体相的稳定性的指标。定性而言，若Ni当量高，则奥氏体相变稳定。为了使冷轧中生成的加工诱发马氏体在退火时逆相变为奥氏体相，有必要使Ni当量为9.5％以上。理想的是设为9.8％以上。

Ni当量(％)＝％Ni+30(％C+％N)+0.5(％Mn)···式(2)

式(1)、(2)中，％C表示C的含量(质量％)、％N表示N的含量(质量％)、％Si表示Si的含量(质量％)、％Mn表示Mn的含量(质量％)、％Cr表示Cr的含量(质量％)、％Ni表示Ni的含量(质量％)、％Cu表示Cu的含量(质量％)、％Mo表示Mo的含量(质量％)。

关于晶体边界的倾角(取向差)

本发明中规定了：具有2°以上的倾角(取向差)的晶体边界之中，具有15°以上的倾角(取向差)的晶体边界的比例为95％以上。以下，在没有特别规定的情况下，晶体边界的比例均为相对于具有2°以上的倾角(取向差)的晶体边界的比例。

其中，“倾角”是指晶体边界(即晶界)处邻接的2个晶体的晶体取向(轴)的角度之差，定性而言，倾角越小，邻接的晶粒越趋于朝向同一方向。“倾角”小的晶体边界的比例大时，如图1的(a)所示，会容易形成晶体取向集中的晶粒聚集的粗大区域。相反地，“倾角”大的晶体边界的比例大时，各晶粒的晶体取向零乱，在进行蚀刻加工时，蚀刻面平滑。参照图1的(b)。

另外，具体而言，倾角的计测可以采用EBSP进行，用颜色区分显示倾角，使用截点法求出倾角。

如上所述，晶体取向集中的晶粒聚集的粗大区域由于只选择性地部分溶解或者难以溶解，因而这种粗大区域存在时，蚀刻面的凹凸变大。即，邻接的晶体的取向差大不同的这种晶体边界的比例大时，蚀刻面平滑。具体而言，具有2°以上的倾角的晶体边界之中，使具有15°以上的倾角的晶体边界的比例为95％以上。

平均晶体粒径：平均晶体粒径变小时，蚀刻面的粗糙度变小。该效果特别是在使平均晶体粒径为5μm以下时突显，因而平均晶体粒径设为5μm。为了更进一步发挥效果，理想的是3μm以下。

其中，晶体边界定义成晶体取向差为15°以上的边界，平均晶体粒径定义为被这种晶体取向差为15°以上的边界包围的晶粒的平均粒径。平均晶体粒径可以根据板厚中心部的EBSP取向差图采用求积法算出。

下面对于本发明的蚀刻用不锈钢板的制造方法进行说明。至热轧为止可以采用与以往同样的方法进行。本发明中，通过规定作为最终精加工处理的退火以及之前进行的冷轧的操作条件，能够发挥期望的效果。除了冷轧及此后的退火以外，没有特别的限制。

本发明的制造方法中，如上所述，为了得到优异的蚀刻面的平滑性，重要的是使具有15°以上的倾角的边界的比例为95％以上且使这些边界(晶界)所包围的晶粒的平均直径为5μm以下。在最终退火时若存在没有γ粒的核生成的粗大区域，则该区域在退火后仍会以仅由小倾角分割的晶粒聚集的粗大区域的形式残留。换言之，在最终退火时通过使γ粒的核同时多发地分布生成，这些晶粒相互抑制对方的粒生长，能够得到前述的蚀刻面的平滑性优异的组织。

另外，γ粒的核以母相的晶界或位错等缺陷为位点而生成。与奥氏体相相比，加工诱发马氏体相包含大量的位错，因而在冷轧时大量产生加工诱发马氏体是有效的。

此外，冷轧中生成的加工诱发马氏体通常为如图2的(a)所示那样的平坦且细长的板条状的马氏体。该板条的边界也作为γ粒的成核位点起效。然而，若使该加工诱发马氏体为如图2的(b)所示那样地将板条进一步分割成多个的网格状的马氏体，则该网格的边界也成为γ粒的成核位点，在最终退火时可以使γ粒的核同时多发地在更多的位置生成。为了使具有15°以上的倾角的边界的比例为95％以上且使这些边界(晶界)所包围的晶粒(再结晶晶粒)的平均直径为5μm以下，重要的是在最终退火前的冷轧中怎样使这种网格状的马氏体大量生成。

压下率(板厚减少率)越大，在冷轧时生成的α’(加工诱发马氏体)量越多。

例如，上述的专利文献2(日本特许3562492号公报)的[0024]中有“对于最终退火前的冷轧时的压下率也没有特别的限制，为通常实施的40％水平以上的压下率即可”。但是，本发明中，为了使最终退火前的α’量尽可能大量地生成，冷轧时的压下率(板厚减少率)理想的是50％以上、更理想的是70％以上。然而，在工业上能够量产的条件下，仅简单地增大压下率时难以使网格状的马氏体充分地生成。为了使网格状的马氏体充分地生成，有必要控制冷轧的温度和张力。

具体而言，为了生成网格状的马氏体，使冷轧为多道次轧制，且以35℃以下、轧制速度200m/分钟以下、轧制方向的张力30kg/mm²以上进行各道次，使冷轧的总板厚减少率为50％以上。

冷轧开始温度若超过35℃，则不能生成足量的网格状马氏体，因而冷轧的所有道次中轧制开始温度设为35℃以下。轧制开始温度的控制大体可采用两种方法实现。

其一是抑制冷轧中自身的发热。为此，有效的是使冷轧为多道次轧制且使每1道次的压下率小。具体而言，理想的是将各道次的压下率最大设为20％以下。

另一个是在各道次后将板充分冷却的方法。为此，理想的是将轧制速度设为200m/分钟以下、更理想的是180m/分钟以下。此外，在各道次间设置板达到35℃以下的充分的冷却时间是有效的，可逆式轧制(reverse rolling)的情况下，先从轧机卸下卷材、冷却后进行轧制是有效的。

此外，冷轧时利用卷取卷轴在轧制方向赋予张力。通过使该张力为30kg/mm²以上、更理想的是设为40kg/mm²以上，轧制产生的板厚方向的压缩应力与卷轴的张力产生的板的长度方向的拉伸应力互相作用，可以使多数的滑移带活动，给予钢板大的应变，使网格状的马氏体大量地生成。另外，通过赋予拉伸应力，还具有使所赋予的应变在板厚方向均一的效果。通过施加张力，由于能够减少轧制时的板与辊间的摩擦，因而还具有抑制轧制时的发热的效果。以往，如果冷轧时的张力过大，则存在轧制钢板的端部的边裂(edge crack)、板片零碎的问题，通常是设为低于30kg/mm²。但是，本发明通过将C量设为0.03％以下，确保了延性，可以施加30kg/mm²以上的张力进行轧制。

对于在冷轧后最终进行的退火，为了抑制粒生长，退火温度设为950℃以下。但是，退火温度过低时，未再结晶部大量残留，因而将下限值设为700℃。对于退火时间，连续退火的情况下，均热时间(保持为规定温度的时间)为2～300秒，通常为30～120秒左右就足够了。

在最终的退火时制成未再结晶部少的微细的γ粒组织之后，可以为了调整硬度等性能而实施平整轧制。根据平整轧制的程度，加工诱发马氏体生成，该马氏体是以原始的γ粒或比其小的区域为单位而生成的，因此由微细的γ粒生成的加工诱发马氏体微细地分散。因此，与平整轧制前同样地，经过蚀刻的面是平滑的。另一方面，最终退火时未再结晶部多的组织或粗大的γ粒组织的情况下，经过平整轧制，马氏体的区域不分散，具有相似的取向的马氏体成块，因而蚀刻面的平滑性受损。

实施例

下面通过实施例对本发明进一步具体地说明。

将供试材料的钢的化学组成示于表1。各成分之中在本发明范围外的在含量的数字下画下划线表示。表1中的A～E是满足本发明的规定的化学组成、F～L是不满足规定的比较用的化学组成。

将具有表1的A～L的化学组成的小型铸锭熔化、切削加工、热轧、退火、除氧化皮后，反复进行冷轧及退火1～3次。然后，以表2中归纳显示的条件实施冷轧(多道次轧制)、最终退火。由所得到的厚度0.4mm的钢板采集试验片，按照以下要领来调查各特性。最大轧制速度意指最终退火前的冷轧的多个道次之中最大的速度，最小张力意指最终退火前的冷轧的多个道次之中最小的张力。

具有15°以上的倾角的晶体边界的比例：切取垂直于轧制方向的截面，进行包埋、研磨之后，测定EBSP的取向差图。对具有2～小于15°的倾角的晶体边界和具有15°以上的倾角的晶体边界进行辨别，算出具有15°以上的倾角的晶体边界占边界全长的比。

平均晶体粒径：晶界定义成毗邻的晶粒的倾角为15°以上的边界，平均晶体粒径根据板厚中心部的EBSP取向差图采用求积法算出。

Cr碳化物的有无：通过化学研磨将供试材料表面削去10μm之后，使用X射线衍射装置测定衍射峰。特征X射线设为Co-Kα射线、2θ范围设为20～100°。将存在Cr₂₃C₆、Cr₇C₃的衍射峰的供试材料视为有Cr碳化物，将确认不到Cr₂₃C₆、Cr₇C₃的衍射峰的供试材料视为无Cr碳化物。

蚀刻面粗糙度：将切断为长度20mm的供试材料在蚀刻液中浸渍600秒钟。蚀刻液设为液温40℃的氯化铁溶液(比重：1.41)。用激光显微镜测定浸渍后的供试材料表面的平均粗糙度Ra及粗糙度轮廓单元的平均宽度RSm(凹凸的间隔)。平均粗糙度Ra的测定区域是100μm×100μm的面，将各供试材料各3处测定得到的结果的平均值作为测定值。粗糙度轮廓单元的平均宽度RSm的测定区域是200μm的线，将各供试材料各3处测定得到的结果的平均值作为测定值。作为精密加工所要求的标准，将无Cr碳化物并且Ra≤0.35μm且RSm≤10μm视为合格。

表2的钢板1～6满足本发明的规定，蚀刻面的粗糙度优异。钢板7～17是比较用的钢板，蚀刻面的粗糙度差。钢板7～10虽然组成满足本发明的规定，但倾角15°以上的边界的比例少，所以蚀刻面的粗糙度差。比较钢11～17的组成不满足本发明的规定，蚀刻面的粗糙度差。

[表1]

	组成	C	Cr	Ni	Si	Mn	Cu	Mo	N	Nb	Md30G	Ni-余量
													发明	A	0.019	18.0	8.1	0.41	0.81	0.21	0.20	0.031	0.08	47.5	10.0
发明	B	0.015	19.1	8.3	0.51	1.19	0.25	0.24	0.030	0.06	25.2	10.2
													发明	C	0.021	13.9	8.9	0.80	0.96	1.21	1.20	0.040	0.08	38.9	11.2
发明	D	0.029	17.8	6.5	0.50	1.40	0.42	0.40	0.050	0.12	55.0	9.6
													发明	E	0.021	17.9	8.0	0.51	1.00	0.25	0.24	0.031	0.40	45.1	10.1
比较	F	0.041	18.1	8.2	0.59	1.19	0.25	0.24	0.018	0.06	32.7	10.6
													比较	G	0.019	17.5	7.5	0.60	1.05	0.24	0.23	0.180	0.08	-7.8	14.0
比较	H	0.020	19.0	8.5	0.60	1.11	0.25	0.23	0.020	0.08	24.5	10.3
													比较	I	0.019	20.5	7.8	0.42	0.82	0.24	0.20	0.030	0.10	18.5	9.7
比较	J	0.025	19.0	4.2	0.42	0.82	0.26	0.20	0.110	0.12	70.9	8.7
													比较	K	0.028	11.5	8.2	0.80	1.02	0.72	0.80	0.080	0.08	80.7	12.0
比较	L	0.022	18.1	8.1	0.42	0.81	0.21	0.20	0.028	＜0.001	45.4	10.0

[表2]

Claims (4)

1.一种奥氏体系不锈钢板，以质量％计，

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、

余量为Fe和杂质，

下述式(1)所示的Md30值为20℃以上且60℃以下、下述式(2)所示的Ni当量为9.5％以上；

金相组织中，具有2°以上的倾角的晶体边界之中，具有15°以上的倾角的晶体边界的比例为95％以上，具有15°以上的倾角的晶体边界所包围的晶粒的平均直径为5μm以下，

Md30值(℃)＝497-462(％C+％N)-9.2(％Si)-8.1(％Mn)-13.7(％Cr)-20(％Ni+％Cu)-18.5(％Mo)···式(1)

Ni当量(％)＝％Ni+30(％C+％N)+0.5(％Mn)···式(2)

式(1)、(2)中，％C表示C的以质量％计的含量、％N表示N的以质量％计的含量、％Si表示Si的以质量％计的含量、％Mn表示Mn的以质量％计的含量、％Cr表示Cr的以质量％计的含量、％Ni表示Ni的以质量％计的含量、％Cu表示Cu的以质量％计的含量、％Mo表示Mo的以质量％计的含量。

2.一种奥氏体系不锈钢板，其是对权利要求1所述的奥氏体系不锈钢板实施平整轧制而得到的。

3.一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，其是对如下的钢坯实施热轧和冷轧之后进行退火来制造钢板的方法，所述钢坯以质量％计，

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、

余量为Fe和杂质，

下述式(1)所示的Md30值为20℃以上且60℃以下、下述式(2)所示的Ni当量为9.5％以上；

使所述冷轧为多道次轧制，且以35℃以下、轧制速度200m/分钟以下、轧制方向的张力30kg/mm²以上进行各道次，

使所述冷轧的总板厚减少率为50％以上；

使所述退火处于700℃以上且950℃以下的温度，

Md30值(℃)＝497-462(％C+％N)-9.2(％Si)-8.1(％Mn)-13.7(％Cr)-20(％Ni+％Cu)-18.5(％Mo)···式(1)

Ni当量(％)＝％Ni+30(％C+％N)+0.5(％Mn)···式(2)

式(1)、(2)中，％C表示C的以质量％计的含量、％N表示N的以质量％计的含量、％Si表示Si的以质量％计的含量、％Mn表示Mn的以质量％计的含量、％Cr表示Cr的以质量％计的含量、％Ni表示Ni的以质量％计的含量、％Cu表示Cu的以质量％计的含量、％Mo表示Mo的以质量％计的含量。

4.根据权利要求3所述的制造方法，其中，在所述退火后实施平整轧制。