CN112789362B

CN112789362B - 奥氏体系不锈钢板及其制造方法

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Publication number: CN112789362B
Application number: CN201980064860.2A
Authority: CN
Inventors: 杉浦夏子; 神尾浩史
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-10-04
Filing date: 2019-10-04
Publication date: 2022-08-16
Anticipated expiration: 2039-10-04
Also published as: JP7165202B2; KR102550028B1; JPWO2020071534A1; KR20210052502A; EP3862452A1; WO2020071534A1; CN112789362A; EP3862452A4

Abstract

一种奥氏体系不锈钢板，该钢板的化学组分为：以质量％计的C:0.005～0.150％、Si:1.0％以下、Mn:1.5％以下、P:0.10％以下、S:0.010％以下、Al:0.10％以下、Cr:15.0～20.0％、Ni:6.0～15.0％、N:0.005～0.150％、Mo:0～2.0％、Cu:0～1.5％、Nb:0～0.500％、V:0～0.150％、Ti:0～0.300％、B:0～0.010％、Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、W的总和:0～0.10％；以及余量：Fe及杂质，其中，由Md30值＝497‑462×(C+N)‑9.2×Si‑8.1×Mn‑13.7×Cr‑20×(Ni+Cu)‑18.7×Mo求得的Md30值为60℃以下，在表层部中，马氏体的面积率为5.0％以下且具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率为50％以上。

Description

奥氏体系不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种奥氏体系不锈钢板及其制造方法。

本发明要求基于2018年10月04日在日本提交申请的特愿第2018-189321号专利申请的优先权，并将其内容引用合并于此。

背景技术

在作为精密加工零件的电子设备的壳体等中使用有表面光泽度高的部件，例如多使用包含奥氏体系不锈钢板的部件。近年来，为了稳定地获得表面光泽度高的部件，对部件而言，要求其具有比以往更好的抛光性。

鉴于上述情况，例如，在专利文献1～4中研究了如何提高不锈钢板的抛光性。

在专利文献1中，公开了一种进行了抛光加工的表面光泽及图像清晰度优异的凸面镜用镜面加工不锈钢板的制造方法。

此外，在专利文献2中，公开了一种提高抛光性以进行镜面加工的压制成型用奥氏体系不锈钢。

在专利文献3中，公开了一种制造抛光性优异的不锈钢带以及钢板的方法。

在专利文献4中，公开了一种钢带的制造方法，该方法在制造奥氏体系不锈钢、马氏体系不锈钢、或铁氧体+奥氏体系2相不锈钢的钢带中制造表面细微缺陷少的钢带。

但是，本发明的发明人进行了研究，其结果，发现仅靠上述现有技术有时无法获得充分的研磨抛光性，还存在进一步改善的余地。

此外，在上述精密加工零件中，多通过层叠不锈钢板并在高温下扩散接合的方法制造。例如，采用通过光蚀刻切割或使用激光进行精密加工，在表面上形成细微的孔隙或图案后，层叠该钢板，进行扩散接合而制造的方法。对于上述精密加工零件以及产品的需求趋于增加，就扩散接合而言，可以预计今后其适用范围将进一步扩大。

对于用于上述用途的钢板而言，要求其接合性优异。

例如，在专利文献5～9中，研究了如何提高扩散接合性。

在专利文献5中提出了一种扩散接合产品的制造方法，该方法可以利用扩散接合时的相变引起的晶粒的生长进行操作而无需施加特殊的高温加热或高表面压力。

在专利文献6中，公开了一种具备下述扩散接合结构且接合部的可靠性优异的不锈钢板扩散接合产品，该结构为存在多处钢板侧的晶粒生长并越过接合前界面而侵入对象侧的部位。

在专利文献7中，公开了一种通过控制扩散接合中的奥氏体相分率以提高扩散接合性的钢板。

在专利文献8中，公开了一种不锈钢箔，其作为扩散接合性优异的不锈钢，具有箔厚度方向上的平均晶粒大小为0.001～5μm的细微晶粒，且该钢箔的Al含量为0.5～8％。

专利文献9指出，通过使晶粒更细，使蚀刻面变得平滑，提高扩散接合性。

但是，本发明的发明人进行了研究，其结果，发现仅靠上述现有技术有时无法获得充分的扩散接合性，还存在进一步改善的余地。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平3-169405号公报

专利文献2：日本特开平9-3605号公报

专利文献3：日本特开昭62-253732号公报

专利文献4：日本特开2000-273546号公报

专利文献5：日本特开2013-103271号公报

专利文献6：日本特开2013-173181号公报

专利文献7：日本特开2016-89223号公报

专利文献8：日本特开平9-279310号公报

专利文献9：国际公开2016/043125号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

本发明的目的在于，解决上述技术问题并提供一种具有良好的抛光性的奥氏体系不锈钢板。在本发明中，“具有良好的抛光性”是指，能够通过机械抛光容易进行平滑化。奥氏体系不锈钢板具有良好的抛光性，进一步而言，优选具有良好的扩散接合性。

用于解决问题的方式

(1)本发明的一个实施方式涉及的一种奥氏体系不锈钢板，其化学组分以质量％计为C:0.005～0.150％、Si:1.0％以下、Mn:1.5％以下、P:0.10％以下、S:0.010％以下、Al:0.10％以下、Cr:15.0～20.0％、Ni:6.0～15.0％、N:0.005～0.150％、Mo:0～2.0％、Cu:0～1.5％、Nb:0～0.500％、V:0～0.150％、Ti:0～0.300％、B:0～0.010％、Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、W的总和:0～0.10％；以及余量：Fe及杂质，其中，由下述(i)式求得的Md30值为60℃以下，在表层部中，马氏体的面积率为5.0％以下且具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率为50％以上，

Md30值＝497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo…(i)

但是，上述式中的元素符号表示各个元素在钢板中的含量(质量％)，不含有时代入0。

(2)如上述(1)所述的奥氏体系不锈钢板，其中，所述化学组分为：含有Nb:0.010～0.500％，所述Md30值为20～60℃，所述表层部中的所述奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，且所述奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比可以为8.5以上。

(3)如上述(1)或(2)所述的奥氏体系不锈钢板，其中，所述化学组分含有选自以质量％计的Mo:0.1～2.0％、Cu:0.1～1.5％、Nb:0.010～0.500％、V:0.010～0.150％、Ti:0.010～0.300％及B:0.001～0.010％中的一种以上。

(4)本发明的其他实施方式涉及的一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，该方法包括：在轧制率为50％以下的条件下对上述(1)～(3)中任一项所述的奥氏体系不锈钢板进行调质轧制的工序。

发明的效果

根据本发明的上述实施方式，可以在工业上稳定地获得具有良好抛光性的奥氏体系不锈钢板。

此外，根据本发明优选的实施方式，除了可以获得良好的抛光性以外，还可以获得具有良好扩散接合性的奥氏体系不锈钢板。

附图说明

图1是表示φ2＝45°截面的ODF的图。

具体实施方式

以下，对本发明的一个实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板(本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板)的各个要点进行详细说明。

1.化学组分

各元素的限定理由如下所述。以下说明中含量中的“％”表示“质量％”。此外，将“～”夹在中间的数值范围包含其两端的数值。另一方面，用“小于”、“大于”表示的数值则在数值范围中不含该数值。

C:0.005～0.150％

C是廉价地提高钢板强度的强力固溶强化元素。但是，C含量过剩时，生成粗大的碳化物，在热轧时或冷轧时的轧制变形时，在碳化物周边产生无规的晶体旋转，由此晶体取向无规化。因此，将C含量设为0.150％以下。C含量优选为0.130％以下，更优选为0.120％以下。

另一方面，将C含量设为小于0.005％，仅会导致制造成本增加，而无法获得特别有效的效果。因此，将C含量设为0.005％以上。此外，C与Nb键合并作为微小的Nb化合物析出，具有抑制重结晶及晶粒生长的效果。获得此效果时，C含量优选为0.010％以上。

Si:1.0％以下

Si含量过剩，形成粗大的氧化物的可能性高，并且存在加工性降低的可能。因此，将Si含量设为1.0％以下。Si含量优选为0.6％以下。

另一方面，Si是在熔融时用作脱氧材料的元素，并且是有助于强化钢的元素。想要获得这些效果时，Si含量优选为0.1％以上。

Mn:1.5％以下

Mn是强力的奥氏体生成元素。因此，若Mn含量过剩，由于冷轧时生成的加工诱发马氏体变少，最终退火后的{110}面取向上的聚集降低。另外，无法获得细微晶粒。因此，将Mn含量设为1.5％以下。Mn含量优选为1.2％以下。

另一方面，Mn是有助于防止热轧加工时发生的脆性断裂以及强化钢的元素。想要获得上述效果时，Mn含量优选为0.1％以上。

P:0.10％以下

P为杂质元素。P含量大于0.10％时，加工性会发生显著劣化。因此，将P含量限制为0.10％以下。由于优选P含量越低越好，因此可以为0％。然而，就成本而言，并不优选将P含量设为小于0.005％。因此，可以将P含量的下限设为0.005％。

S:0.010％以下

S为杂质元素。S含量大于0.010％时，会成为热轧加工时发生熔融脆化的主要原因。因此，将S含量限制为0.010％以下。由于优选S含量越低越好，因此可以为0％。然而，就成本而言，并不优选将S含量设为小于0.001％。因此，可以将S含量的下限设为0.001％。

Al:0.10％以下

Al为杂质元素。Al含量大于0.10％时，加工性降低，并且在接合时会生成氧化物，扩散接合性降低。因此，将Al含量限制为0.10％以下。由于优选Al含量越低越好，因此可以为0％。但是，就成本而言，并不优选将Al含量设为小于0.01％。因此，可以将Al含量的下限设为0.01％。

Cr:15.0～20.0％

Cr是不锈钢的基本元素，是在钢材表面上形成氧化物层而发挥提高抗腐蚀性的作用的元素。为了获得此效果，将Cr含量设为15.0％以上。Cr含量优选为16.0％以上。

另一方面，Cr是强力的铁氧体稳定元素。因此，Cr含量过剩时，生成δ铁氧体。此δ铁氧体会使材料的热轧加工性劣化。因此，将Cr含量设为20.0％以下。Cr含量优选为19.0％以下。

Ni:6.0～15.0％

Ni是奥氏体生成元素，是具有在室温下使奥氏体相稳定的作用的元素。为了获得此效果，将Ni含量设为6.0％以上。Ni含量优选为6.5％以上。

另一方面，Ni含量过剩时，奥氏体相过于稳定，不会发生冷轧时的加工诱发马氏体相变，因此向{110}面取向的聚集降低。进一步而言，Ni是昂贵的元素，过度增加其含量会导致成本大幅增高。因此，将Ni含量设为15.0％以下。Ni含量优选为11.0％以下，更优选为9.0％以下。

N:0.005～0.150％

N与C相同，均为固溶强化元素，是有助于提高钢的强度的元素。此外，此外，就成本而言，并不优选将N含量设为小于0.005％。因此，将N含量设为0.005％以上。

此外，N与Nb键合并作为微小的Nb化合物在热轧时或冷轧时析出，具有抑制重结晶及晶粒生长的效果。获得此效果时，N含量优选为0.010％以上。

另一方面，N含量过剩时，在制造钢板的过程中会生成大量粗大的氮化物。这些粗大的氮化物成为断裂的起点并使热轧加工性显著劣化，因此在生成大量粗大的氮化物时，制造变得困难。此外，N与C相同，均为强力的奥氏体稳定元素，N含量过剩时，不会发生晶体细微化所需的加工诱发相变。因此，将N含量设为0.150％以下。N含量优选为0.130％以下，更优选为0.120％以下。

本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板中，化学组分含有上述元素，余量为Fe及杂质。但是，为了提高各种特性，可以在后述的范围内含有选自Mo、Cu、Nb、V、Ti、B中的一种以上。但是，未必一定含有上述元素，其下限为0％。

此处的“杂质”是指，在工业制造钢时，矿石、碎屑等原料、以及由于制造工序的各种因素而混入其中的成分，且为在不对本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板产生不良影响的范围内所被允许的物质。

Mo:0～2.0％

Mo是提高材料的抗腐蚀性的元素。因此，可以根据需要含有Mo。若想要获得上述效果，则优选Mo含量为0.1％以上。

另一方面，Mo是极为昂贵的元素，因此过度增加其含量会导致成本大幅提升。因此，即便含有Mo，也将Mo的含量设为2.0％以下。Mo含量优选为1.0％以下。

Cu:0～1.5％

Cu是奥氏体生成元素，是用于调整奥氏体相的稳定度的有效的元素。因此，可根据需要含有Cu。想要获得上述效果时，Cu含量优选为0.1％以上。

另一方面，若Cu含量过剩，则Cu在制造过程中向晶界偏析。由于该晶界偏析会成为使热轧加工性显著劣化的原因，因此Cu向晶界偏析时，制造变得困难。因此，即便含有Cu，也将其含量设为1.5％以下。Cu含量优选为1.0％以下。

Nb:0～0.500％

Nb是在退火时生成细微的碳化物或氮化物的元素。由于这些细微的碳化物或氮化物通过钉扎效应抑制晶体的晶粒生长，因此Nb是对材料的晶粒细微化有效的元素。此外，Nb是通过固溶、或作为碳氮化物抑制热轧加工中的重结晶而使奥氏体的加工聚集组织发展的元素。因此，可以含有Nb。

在将奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下、将奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比设为8.5以上时，优选将Nb含量设为0.010％以上。Nb含量更优选为0.030％以上，进一步优选为0.040％以上。

另一方面，Nb含量过剩时，重结晶得以抑制，在退火后大量残留未重结晶部，此外热轧加工性还会劣化。此外，Nb是极为昂贵的元素，因此过度增加其含量会导致成本大幅提升。

因此，即便含有Nb，也将Nb的含量设为0.500％以下。Nb含量优选为0.300％以下，更优选为0.200％以下。

V:0～0.150％

Ti:0～0.300％

V和Ti均是具有抑制重结晶、加强所需聚集组织并细化晶粒的效果的元素。因此，可以根据需要含有选自上述元素中的1种以上。为了获得上述效果，优选含有选自V:0～0.010％以上、Ti:0～0.010％以上中的一种以上。

另一方面，过量地含有上述元素时，加工性劣化。因此，即便含有上述元素，则将V含量设为0.150％以下、将Ti含量设为0.300％以下。

B:0～0.010％

B是强化晶界的元素，是有利于改善热轧加工性的元素。因此，可以根据需要含有B。为了获得上述效果，B含量优选为0.001％以上。

另一方面，过量地含有B时，加工性反而会发生劣化。因此，即便含有上述元素，则将B含量设为0.010％以下。

如上所述，本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板的化学组分含有必要元素且余量为Fe及杂质，或者含有必要元素、含有1种以上的任意元素且余量含有Fe及杂质。作为“杂质”，例如，除了所述的P、S、Al以外，还可以例举Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、W等。除了P、S、Al以外的Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、W等杂质元素的总量优选为0.10％以下。

Md30值：60℃以下

Md30值是在本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板等中表示奥氏体的稳定性的指标，相当于由化学组分计算出来的在施加压下率为30％的轧制时生成50体积％的加工诱发马氏体的温度的值。若Md30值大于60℃，则在进行热处理时发生逆相变的奥氏体有时会在冷却过程或调质轧制的过程中再次变成马氏体。此时，奥氏体量降低，其结果，具有{110}面取向的晶粒的面积率也会下降。

因此，将根据下述式(i)求出的Md30值设为60℃以下。Md30值优选为55℃以下，更优选为50℃以下。

Md30值(℃)＝497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo…(i)，

但是，上述式中的元素符号表示各元素在钢中的含量(质量％)，不含有时代入0。

若Md30值为20℃以上，则通过运用冷轧时的由奥氏体相变为加工诱发马氏体(马氏体)，以及在其后的热处理中的由加工诱发马氏体逆相变为奥氏体，从而获得细微晶粒。此外，对于{100}面取向、特别是{110}<112>取向的发达有利。

因此，在将奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下且将奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比设为8.5以上时，优选将Md30值设为20～60℃。Md30值更优选为25℃以上，进一步优选为30℃以上。

2.金属组织

为了获得优异的抛光性，控制钢板表层部中的金属组织十分重要。具体而言，需要将钢板表层部中的马氏体以及具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率调整至以下所示范围。对各个限定进行详细说明。在本实施方式中，钢板的表层部是指，从表面朝向板厚度方向至板厚度的1/10位置处的区域。

表层部中马氏体的面积率：5.0％以下

马氏体是硬质组织。因此，若抛光前的制造阶段中在钢板表层部中过多存在马氏体，则抛光性发生劣化。此外，马氏体的面积率变高时，相对地，奥氏体的具有{110}面取向的晶粒面积率降低。因此，将钢板表层部的马氏体的面积率设为5.0％以下。上述面积率优选为4.0％以下，更优选为3.0％以下。

此外，钢板表层部中马氏体较多时，在扩散接合或激光加工等过程中施加热量时，马氏体转变为奥氏体相，通过降低钢板的平坦度，扩散接合性降低。另外，若钢板的表层部中马氏体较多，由于奥氏体相的面积率降低，因此具有{110}<112>取向的晶粒在组织整体中所占比例也降低。因此，从扩散接合性的观点出发，表层部中马氏体的面积率优选为5.0％以下。

在本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板中，马氏体以外的组织实质上均为奥氏体。

根据以下步骤求出表层部的马氏体面积率。

首先，就与将材料进行电解抛光或化学抛光的100μm×100μm以上面积的钢板表面相平行的面而言，选择fcc结构以及bcc结构作为晶体结构，使用EBSD进行测量。随后，将无法辨别为fcc结构即具有bcc晶体结构的区域、或由于高应变而无法测量的区域(但是，均不含有如晶界的线状区域)视作马氏体，并求出其面积率。

若在制备样本时使用如胶态氧化硅的抛光剂进行抛光研磨，则表层的奥氏体相有可能导致加工诱发马氏体相变。因此，必须通过电解抛光或化学抛光的方式制备样本。此外，由于观察从表面朝向板厚度方向至板的厚度1/10位置处的区域，即表层部，将进行了抛光的量设为直至相对于板厚度的1/10厚度。

表层部中具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率：50％以上

{110}面取向是奥氏体轧制加工聚集组织的代表性的主要取向。通过将本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板表层部中的具有上述面取向的奥氏体晶粒的面积率设为50％以上，确保良好的抛光性。具有上述面取向的奥氏体晶粒的面积率优选设为52％以上，更优选设为55％以上。虽未特别设置上限，但具有上述面取向的奥氏体晶粒的面积率大于85％时，韧性降低，因此优选将上限设为85％以上。

可以通过以下方法求出表层部中具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率。

首先，在通过上述方法制备的材料的表层部中，使用EBSD测量500μm×500μm以上的面积的区域。随后，将晶体结构为fcc且由15°以上的晶界围绕的区域视作奥氏体晶粒。{110}面取向是指，相对于与钢板的表面严格地垂直的矢量而言，<110>轴具有与该矢量平行(＝与垂直于表面的矢量之间的角度差为0)的晶体取向，但在本实施方式中允许0～15°的角度差。用测量面积除以奥氏体晶粒中具有{110}面取向的晶粒面积的总和，将商的数值进行100倍化得到的值设为具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率(％)。

表面部中的奥氏体晶粒的平均粒径：5.0μm以下

通过将表面部的奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下，由于每单位面积中对应的晶体晶粒数增加并使具有{110}<112>取向的晶粒的存在频率被平均化，因此可以认为扩散接合性提高。此外，奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下时，在进行蚀刻加工时加工面变得平滑。

因此，若提高扩散接合性，则优选将表层部中奥氏体晶粒的平均粒径设为5.0μm以下。

根据以下步骤计算出奥氏体晶粒的平均粒径。

首先，在根据上述方法制备的材料的表层部中，使用EBSD测量100μm×100μm以上的面积的区域，在判定为fcc结构的区域中，将以取向差为15°以上的晶界所围绕的区域视作一个晶粒，由指定的面积中所含的晶粒数量计算出1个晶粒对应的平均面积S。

随后，根据下述式(iii)，由平均面积计算出奥氏体晶粒的平均粒径D。

D＝(2S/π)^0.5…(iii)

{110}<112>取向的X射线随机强度比：8.5以上

{110}<112>取向是奥氏体的轧制加工聚集组织的代表性的主要取向。通过将向钢板表层部上的相同取向的聚集设为8.5以上，以确保较高的扩散接合性。因此，提高扩散接合性时，优选将{110}<112>取向的X射线随机强度比设为8.5以上。更优选将{110}<112>取向的X射线随机强度比设为9.0以上，进一步优选设为10.0以上。对{110}<112>取向的X射线随机强度比的上限没有特殊的限制，X射线随机强度比大于20.0时，无法满足与相邻的晶粒之间的取向差为15°以上，无法用作有效的晶界，因此优选将此数值设为上限。

{110}<112>取向的X射线随机强度比只要如下求出即可：通过X射线衍射测量的{200}、{311}、{220}极图中，由根据多个极图用级数展开法计算出来的表示三维聚集组织的晶体取向分布函数(Orientation Distribution Function,也称为ODF)。本实施方式中的X射线随机强度比是指，通过X射线衍射法等在相同条件下测量不具有向特定取向的聚集的标准样本与试验样本的X射线强度，将所得的试验样本的X射线强度除以得到的标准样本的X射线强度而得到的数值。使用{200}、{311}、{220}中任意的面测量中不具有特定聚集的样本作为标准样本。虽不限定标准样本的制备方法，一般而言，使用Fe-C、Fe-Ni、Fe-Cr等的Fe基，对在室温下稳定地具有fcc晶体结构的金属粉末进行压缩并烧结而进行制备。

图1表示了呈现出上述晶体取向的φ2＝45°截面的ODF。{110}<112>取向是指严格地以φ1＝55°、Φ＝90°所表示的取向。然而，由于样本片加工以及样本的设置会导致出现测量误差，因此用φ1＝50～60°、Φ＝85～90°的范围的最大值用来表示该取向的强度比。

在此，一般而言，晶体的取向是将垂直于板面的取向以(hkl)或{hkl}而表示、将平行于轧制方向的取向以[uvw]或<uvw>而表示。{hkl}、<uvw>是等价的面的总称，(hkl)、[uvw]是指各个的晶体面。即，由于在本实施方式中将fcc结构作为对象，因此，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面等价，没有区别。

此时，将这些取向统称为{111}。

由于ODF用于表示对称性低的晶体结构的取向，因此，通常表示为φ1＝0～360°、Φ＝0～180°、φ2＝0～360°，各个的取向表示为(hkl)、[uvw]。但是，在本发明中由于将对称性高的fcc晶体结构作为对象，因此Φ与φ2在0至90°的范围内表示。此外，根据在计算时是否考虑由变形引起的对称性，φ1的范围发生变化，但在本发明中，考虑到对称性而表示为φ1＝0～90°。即，选择将φ1＝0～360°中的同一取向的平均值表示在0～90°的ODF上的方式。此时，(hkl)、[uvw]与{hkl}、<uvw>为意义相同。

因此，例如，如图1所示的φ2＝45°截面中的ODF的(110)[1-12]的X射线随机强度比与{110}<112>取向的X射线随机强度比意义相同。

此外，按照如下步骤制备X射线衍射用样本。

在提高扩散接合性时，成为接合面的表层部的X射线随机强度比很重要。对于测量X射线而获得测量面的平坦度或去除应变，因此需要进行一定的机械抛光、化学抛光、电解抛光。因此，进行调整使得从钢板表面至板厚度的1/10位置处的表层部为测量面。

此外，难以通过X射线衍射进行测量时，使用EBSD(电子背散射衍射分析，ElectronBack Scattering Pattern)法或ECP(电子通道图样，Electron Channeling Pattern)法从统计上进行充分数量的测量。

本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板的板厚度没有特殊的限制，例如，为0.5mm以下。

3.制造方法

对本发明涉及的奥氏体系不锈钢板的制造方法没有特殊的限制，可以通过以下所示的方法进行制造。

在本发明涉及的奥氏体系不锈钢板的制造方法中，所述不锈钢通过常规方法熔融、铸造，从而获得以供热轧的钢片。此钢片可以是将钢块锻造或轧制制成的，但从生产性的观点出发，优选通过连续铸造的方法制造钢片。此外，可以使用薄板坯连铸机等制造。

就所得的钢片可以而言，可以通过采用包含以下所示工序的制造方法，制造本实施方式涉及的奥氏体系不锈钢板。

(a)加热工序

通常而言，钢片在铸造后冷却，为了进行热轧，再次进行加热。在本发明涉及的奥氏体系不锈钢板的制造方法中，将进行热轧时的钢片的加热温度设为1150℃以上。这是因为，若加热温度小于1150℃，则粗大的碳氮化物未溶解而残留，有可能成为热轧加工中的裂纹的起点，并且促进了热轧过程中的聚集组织的随机化(抑制形成优选的聚集组织)。加热温度优选设为1170℃以上。对加热温度的上限没有特殊的规定，但加热至大于1400℃，会导致生产性下降，并且在一般的轧制中还有可能导致未发达取向的生长。因此，优选将上限设为1400℃。

铸造熔融的钢材后，可以采用如在温度未下降至小于1150℃时进行热轧(不进行再加热)的连续铸造-直接轧制(CC-DR)的工序。

(b)热轧工序

在本实施方式中涉及的奥氏体系不锈钢板的制造方法中，对已加热的钢片进行热轧。此时，在880～1000℃的温度域中结束热轧。若热轧的结束温度小于880℃，则抗变形性过高，生产性显著受损，并且，促进了热轧板的表层部的剪切层的发达。优选将结束温度设为900℃以上。

另一方面，若热轧的结束温度大于1000℃，通过将所有轧制道次中出现重结晶，在热轧后的钢板中，聚集组织的聚集度降低(组织无规化)，表层部中具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率下降。此外，表层部上的{110}<112>取向的X射线随机强度比降低。因此，将热轧结束温度设为1000℃以下。优选将结束温度设为980℃以下，更优选设为950℃以下。

此外，热轧工序中，在最终2道次中，将通过下述(ii)式求得的形状比L均设为4.5以下。最终2道次的形状比中的至少一个大于4.5时，由于钢板与轧制辊之间的摩擦，在热轧板的表层部上形成称为剪切层的与板厚度中心层的晶体取向不同的层。由于剪切层中不含{110}面取向，因此在热轧的阶段，剪切层发达时，具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率下降。此外，由于剪切层中不含{110}<112>取向，因此表层部的{110}<112>降低。优选将形状比L设为4.2以下，更优选设为小于4.0。不特殊限制形状比L的下限，小于2.5时，热轧板的板厚度变厚，冷轧的负荷变高。因此，在最终2道次中，优选将形状比均设为2.5以上。形状比L更优选为2.8以上，进一步优选为3.0以上。

但是，式中符号的意思如下所示。

L:该道次中的形状比

R:该道次中的辊轴半径(mm)

t_in:该道次中的入侧板厚度(mm)

t_out:该道次中的出侧板厚度(mm)

(c)卷绕工序

在900℃以下的温度范围内卷取在上述条件下结束了热轧的钢板(热轧板)。若卷取温度大于900℃，则在卷取过程中进行重结晶，所需的聚集组织变弱。卷取温度优选为880℃以下，更优选为850℃以下。

对卷取温度的下限没有特殊的限制，即使将卷取温度设为小于550℃，不仅得不到特殊的结果，线圈的强度变大，难以回卷。因此，卷取温度优选设为550℃以上。

结束上述热轧后，与通常工序相同，重复一次或数次冷轧和退火，制备钢板。此时，仅将各自工序中的最终工序如后述进行限定。对最终工序以外并没有特殊的限制，最终工序以外的退火(中间退火)的普遍温度为900～1100℃。

(d)最终冷轧工序

最终冷轧工序的轧制率(压制率)小于40％时，无法形成加工聚集组织，{110}面取向未发达。因此，将最终冷轧工序的轧制率设为40％以上。此外，轧制率小于40％时，不能充分进行冷轧中的马氏体相变，不会发生由之后的退火中逆相变引起的细微化。因此，即使从减小奥氏体粒径的观点出发，将轧制设为40％以上。轧制率优选设为45％以上，更优选设为50％以上。

另一方面，若轧制率大于90％，则与通常的轧制不同的取向发达，具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率降低，并且，对装置造成的负荷也会变得极高。因此，将轧制率设为90％以下。优选将轧制率设为85％以下，更优选设为80％以下。

进一步而言，若最终冷轧工序中的轧制辊的辊轴径小，则由于钢板与轧制辊之间的摩擦，在钢板的表层部形成剪切层，与{110}面取向不同的取向发达。因此，将最终冷轧工序中的轧制辊的辊轴径设为80mm以上。优选将辊轴径为90mm以上，更优选设为100mm以上。

(e)最终退火工序

若最终退火的到达温度小于600℃，则加工α组织残余，具有{110}面取向的奥氏体晶粒的比例降低。因此，无法确保研磨抛光性。此外，若最终退火的到达温度小于600℃，则不会发生逆相变，奥氏体晶粒的平均粒径大于5μm。因此，将最终退火的到达温度设为600℃以上。最终退火到达温度优选设为650℃以上，更优选设为700℃以上。

另一方面，若最终退火的到达温度设为大于1000℃，则促进晶粒生长，粒径粗大化并且韧性降低，并且，{110}面取向以外的取向发达。此外，{110}<112>取向的X射线随机强度比下降。因此，将最终退火的到达温度设为1000℃以下。最终退火的到达温度优选设为980℃以下，更优选设为970℃以下。

将退火温度(到达温度)的保持时间设为60秒以下。若保持超过60秒，则会成为聚集组织的无规化、以及粒径粗大化的原因。从此观点出发，保持时间优选为30秒以下，更优选为10秒以下。

除上述制备条件以外，还可以在冷轧前对热轧板进行退火(中间退火)。优选将冷轧前的退火温度设为600～1000℃。这是由于，若小于600℃则热轧板无法充分软化，冷轧时的加工负荷变高，若大于1000℃则粒径发生粗大化，并且发生静态重结晶，组织无规化。

可以在最终退火后进行以调整钢板的机械特性为目的的冷轧(调质轧制)，以降低作为板材形状变化原因的剩余应力下降(应力去除)以及向γ基相的逆相变为目的，还可以在上述工序之后进行热处理。通过上述工序，可以将奥氏体系不锈钢板的机械性质调整至优选的范围。

在进行调质轧制时，优选将轧制率设为50％以下。这是由于：若轧制率为50％以下，则可以调整为由JIS规定(G4305)等规定的所需机械性质。在进行热处理时，优选将热处理温度设为600～900℃，更优选设为650～850℃。这是由于：若小于600℃，则无法获得去除应力的效果，不发生逆相变。此外，若为大于900℃的温度，则由于冷轧下调整性能的效果会消失。

实施例

以下，通过实施例更具体地对本发明进行说明，但本发明不局限于下述实施例。

<实施例1>

熔融具有表1所示的化学组分的钢材，制备钢片，加热该钢片，以热轧方式进行粗轧，随后持续按照表2-1、表2-2所示条件进行精轧。在表2-1、表2-2中，SRT(℃)表示钢片的加热温度，L1表示最终道次前一个道次中的形状比，L2表示最终道次中的形状比，FT(℃)表示精轧的最终道次之后即精轧出口侧的温度，CT(℃)表示卷取温度。

在热轧后进行酸洗，在进行压制率为60％的中间冷轧(中间冷轧)、以及在1050℃下保持20分钟的中间退火之后，获得了施加有最终冷轧且厚度为0.2mm的钢板。CR(％)表示最终冷轧的轧制率。随后，实施了升温至AT(℃)所示的到达温度的退火。

对获得的奥氏体系不锈钢板，对表层部的马氏体(α’)面积率、奥氏体晶粒(γ)的平均粒径、具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率、以及{110}<112>取向的X射线无规强度比进行测量。

按照如下方法测量了表层部中的奥氏体晶粒的平均粒径以及马氏体的面积率。首先，使用EBSD对500μm×500μm面积的、在从钢板表面板厚度方向的板厚度的1/10的位置处与钢板表面相平行的面进行了测定。随后，在判定为fcc结构的区域中，将以取向差为15°以上的晶界围绕的区域视作一个晶粒，由指定的面积中所含的晶粒数量计算出了1个晶粒对应的平均面积S。根据上述式(iii)，由平均面积计算出奥氏体晶粒的平均粒径D。

此外，将无法辨别为fcc结构的、即具有bcc晶体结构的区域、或由于高应变而无法测量的区域(但是，将均不含有如晶界的线状区域排除在对象以外)视作马氏体，并求出其面积率。

马氏体的面积率(α’面积率)及奥氏体晶粒的平均粒径(γ粒径)表示最终退火后的平均值。

表层部的具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率({110}面γ面积率)如下而测量。

首先，在与上述相同的钢板表面相平行的面上，使用EBSD测量500μm×500μm的面积的区域。随后，将晶体结构为fcc且由15°以上的晶界围绕的区域视作奥氏体晶粒，其中，将相对于垂直于钢板表面的矢量而言，<110>轴具有朝向0～15°的晶体取向的晶粒作为具有{110}面取向的奥氏体晶粒。之后，用测量面积除以具有{110}面取向的晶粒面积的总和，并将得到的商的数值进行100倍而得到的值设为具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率(％)。

钢板表层部的{110}<112>取向的X射线随机强度比({110}<112>X射线无规强度比)如下而测量。

首先，将钢板进行机械抛光以及抛光剂抛光之后，接下来进行电解抛光去除应力，进行调整以使将与从钢板表面起为板厚度的1/10的钢板表面平行的面作为测量面，使用了样本进行了X射线衍射。在相同条件下进行了不具有向特定取向的聚集的标准样本的X射线衍射。

基于通过X射线衍射而获得的{200}、{311}、{220}极图，通过级数展开法获得了ODF。随后，由此ODF决定了X射线随机强度比。关于表层部的X射线衍射，测量了钢板的表面侧。

对上述的奥氏体系不锈钢板评价了其抛光性。

按照如下步骤评价了抛光性。

从上述的奥氏体系不锈钢板上采样长100mm、宽150mm、厚度0.2mm的样本，随后，在表面压力8.0N/cm²、磨料#400的氧化铝、转速300rpm、研磨抛光时间为10秒的条件下对采样的样本进行了抛光。随后，依据JIS B0601:2013测量了抛光后的粗糙度。若本实施例中抛光后的粗糙度Ra为0.050μm以下，则判断奥氏体系不锈钢板具有良好的抛光性。

随后，对上述的奥氏体系不锈钢板评价了其扩散接合性。

重叠两块由上述的奥氏体系不锈钢板上采样的50mm×50mm(×厚度)的钢板，之后，施加30MPa的应力，在90℃下保持30秒，实施了扩散接合。随后，通过超声波探伤评价了扩散接合部的空隙，并以此作为评价。

通过透射法评价扩散接合部，将投射脉冲高度为25％以上的位置作为扩散接合部，将小于25％的位置作为空隙部进行了评价，计算出了扩散接合部的面积率。

在本实施例中，扩散接合部的面积为70％以上时，判断奥氏体系不锈钢板具有良好的扩散接合性。

透射法是在使由发送探头发送的超声波穿透被测量物并使其被接收探头接收的过程中，根据被测量物中的缺陷导致散射等原因造成超声波衰减的程度而掌握被测量物内部缺陷大小及程度的方法。与已发送的超声波脉冲相比，测量了穿透被测量物后所接收的穿透脉冲的高度。已接收的透射脉冲的高度越接近100％，表示被测量物中的缺陷较少，形成了良好的扩散接合，而已接收的透射脉冲的高度越小，接合越差。

在本实施方式中，使用自来水作为接触介质，使用厚度为0.4mm的奥氏体系不锈钢板，优选使用本申请化学组分范围内的奥氏体系不锈钢板作为校正用样本片，在进行调整以使超声波探头的振荡器直径为0.5mm的基础上，以0.2mm的间距向测量对象的纵横方向分别发射投射脉冲进行了测量。

如表2-1、表2-2所示结果可知，在本发明示例(试验No.1～3、5、7、9、11、13、15、17、22、24、26、28、31、33、35、37、39、44)中，马氏体的面积率降低，且由于{110}面取向发达，因此抛光性优异。

此外，特别是就试验No.3、9、13、22、24、26、28、31、33、35、37、39、44而言，进一步地，由于其奥氏体晶粒的平均粒径小、奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比高，因此扩散接合性表现也优异。

另一方面，试验No.18～21、41、43是使用了化学组分为本发明限定范围外的钢材的比较例。在试验No.18中，由于C含量过多，因此聚集组织无规化，{110}面取向未充分地发达。在试验No.19中，由于Cr含量过高，因此导致热轧中产生断裂，试验中断。试验No.20、21以及43中Md30值过高，导致马氏体量过剩，因此其抛光性降低。

在试验No.41中，由于Nb含量过多，因此热轧性下降，由于在热轧板的端部出现断裂导致试验中断。

试验No.4、6、8、10、12、14、16、23、25、27、29、30、32、34、36、38为比较例，其化学组分均满足本发明的限定，但由于制造条件不在本发明优选的范围内，因此未能获得所需的聚集组织。

在试验No.4、6、25以及27中，热轧的最后两个阶段中的两个或任意一个轧制的形状比为大于4.5。因此，在热轧板的表层部上剪切聚集组织发达。其结果，冷却退火后的{110}面取向的发达最终得以抑制，抛光性下降。试验No.8、29是热轧的结束温度过高。此外，试验No.8的卷取温度也高。因此，发生重结晶，未形成所需的聚集组织。

在试验No.10、32中，由于冷轧中的轧制率过低，因此聚集组织不发达。在试验No.12中，由于最终冷轧中的轧制辊的辊轴径过小，在钢板的表层部上剪切聚集组织发达。在试验No.14、36中，由于最终退火的到达温度过低，因此未产生逆相变，马氏体比例变高。在试验No.16、38中，由于退火的到达温度过高，出现重结晶，未能充分形成所需的聚集组织。因此，在上述示例中，抛光性较差。

在试验No.23中，热轧前的加热温度较低。因此，促进了热轧中的聚集组织的无规化。其结果，未能充分形成所需的聚集组织。

在试验No.30中，精轧结束温度较低。因此，诱发了表层部的剪切层的发达。其结果，未能充分形成所需的聚集组织。

在试验No.34中，卷取温度较高。在卷取过程中发生了重结晶。其结果，未能充分形成所需的聚集组织。

<实施例2>

熔融具有表1所示的化学组分(A、I、F2、I2)的钢材，制备钢片，加热该钢片，以热轧方式进行粗轧，随后持续按照表3所示条件进行精轧。在热轧后进行酸洗，在进行压制率为55％的中间冷轧(中间冷轧)、以及在1120℃下保持20分钟的中间退火之后，进行了最终冷轧。随后，实施了升温至AT(℃)所示的到达温度的退火。进一步而言，在退火后，以表3所示的轧制率进行调质轧制，并进行了去应变退火。

由表3可知，即便是进行了调质轧制和去应变退火工序，也依旧能够获得良好的抛光性。此外，这些示例均具备了由JIS标准(G4305)等规定的必要机械性质。

产业上的可利用性

根据本发明，能够在工业上稳定地获得具有良好的抛光性的奥氏体系不锈钢板。因此，本发明涉及的奥氏体系不锈钢板适合用作电子设备的壳体等要求表面光泽度高的部件的素材。

Claims

1.一种奥氏体系不锈钢板，其化学组分以质量％计为：

C:0.005～0.150％、

Si:1.0％以下、

Mn:1.5％以下、

P:0.10％以下、

S:0.010％以下、

Al:0.10％以下、

Cr:15.0～20.0％、

Ni:6.0～15.0％、

N:0.005～0.150％、

Mo:0～2.0％、

Cu:0～1.5％、

Nb:0～0.500％、

V:0～0.150％、

Ti:0～0.300％、

B:0～0.010％、

Ca、Mg、Zr、Sn、Pb、W的总量:0～0.10％、

以及余量：Fe及杂质，其中，

由下述(i)式求得的Md30值为60℃以下，

在表层部中，马氏体的面积率为5.0％以下且具有{110}面取向的奥氏体晶粒的面积率为50％以上，所述表层部是从表面朝向板厚度方向至板厚度的1/10位置处的区域，

Md30值＝497-462×(C+N)-9.2×Si-8.1×Mn-13.7×Cr-20×(Ni+Cu)-18.7×Mo…(i)

其中，上述式中的元素符号表示各元素在钢板中以质量％计的含量，不含有该元素时，代入0。

2.如权利要求1所述的奥氏体系不锈钢板，其中，

所述化学组分含有Nb:0.010～0.500％，

所述Md30值为20～60℃，

所述表层部中的所述奥氏体晶粒的平均粒径为5.0μm以下，且所述奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比为8.5以上，

所述奥氏体晶粒的{110}<112>取向的X射线随机强度比如下求出：通过X射线衍射测量的{200}、{311}、{220}极图中，由根据多个极图用级数展开法计算出来的表示三维聚集组织的晶体取向分布函数求出，所述X射线随机强度比是指：通过X射线衍射法在相同条件下测量不具有向特定取向的聚集的标准样本与试验样本的X射线强度，将所得的试验样本的X射线强度除以得到的标准样本的X射线强度得到的数值，所述标准样本使用{200}、{311}、{220}中任意的面测量中不具有特定聚集的样本作为标准样本。

3.如权利要求1或2所述的奥氏体系不锈钢板，其中，

所述化学组分含有选自以质量％计的

Mo:0.1～2.0％、

Cu:0.1～1.5％、

Nb:0.010～0.500％、

V:0.010～0.150％、

Ti:0.010～0.300％及

B:0.001～0.010％中的一种以上。

4.一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，该方法包括：在轧制率为50％以下的条件对权利要求1～3中任一项所述的奥氏体系不锈钢板进行调质轧制的工序。