WO2020071534A1 - オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法

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Abstract

このオーステナイト系ステンレス鋼板は、鋼板の化学組成が、質量％で、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％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、Ｍｄ３０値＝４９７－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２０×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．７×Ｍｏ、で求められるＭｄ３０値が６０℃以下であり、表層部において、マルテンサイトの面積率が５．０％以下であり、かつ、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率が５０％以上である。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１８年１０月０４日に、日本に出願された特願２０１８－１８９３２１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　精密加工部品である電子機器の筐体等には、表面光沢度の高い部材が用いられており、例えばステンレス鋼板からなる部材が用いられることが多い。近年、表面光沢度の高い部材を安定的に得るため、部材に対しては、従来以上に良好な研磨性を有することが求められている。
　このような状況に鑑み、例えば、特許文献１～４では、ステンレス鋼板の研磨性の向上が検討されている。
　特許文献１では、ラッピング仕上げした表面光沢、写像性の優れたカーブミラー用鏡面仕上げステンレス鋼板の製造方法が開示されている。
　また、特許文献２には、鏡面仕上げのために研磨性を向上させたプレス成形用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
　特許文献３には、研磨性の優れたステンレス鋼帯と鋼板とを製造する方法が開示されている。
　特許文献４には、オーステナイト系ステンレス鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼またはフェライト＋オーステナイト２相ステンレス鋼の鋼帯製造において、表面微小欠陥の少ない鋼帯を製造する方法が開示されている。
　しかしながら、本発明者らが検討を行った結果、上記の従来技術では十分な研磨性が得られない場合があり、さらなる改善の余地が残されていることが分かった。
　また、上記のような精密加工部品では、ステンレス鋼板を積層し、高温で拡散接合する手法によって製造されることも多い。例えば、フォトエッチングまたはレーザーによる精密加工により表面に微細な孔またはパターンを形成した後、同鋼板を積層し、拡散接合させて製造する方法が採用されている。このような精密加工部品および製品の需要は増加傾向にあり、拡散接合については、今後のさらなる適用拡大が期待される。
　これらの用途に用いられる鋼板に対しては、接合性が良好であることが要求される。
　例えば、特許文献５～９では、拡散接合性の向上が検討されている。
　特許文献５では、拡散接合時の相変態に伴う結晶粒の成長を利用して、特別な高温加熱または高面圧を付与することなく作業を実施できる拡散接合品の製造方法が提案されている。
　特許文献６には、鋼材側の結晶粒が接合前界面を超えて相手側に侵入するように成長している箇所が多々存在する拡散接合構造を備えた、接合部の信頼性に優れるステンレス鋼拡散接合製品が開示されている。
　特許文献７には、拡散接合中のオーステナイト相分率を制御することで拡散接合性を高めた鋼板について開示されている。
　特許文献８には、拡散接合性に優れたステンレス鋼として、箔厚方向の平均結晶粒サイズが０．００１～５μｍと微細な結晶粒を有する、Ａｌ含有量が０．５～８％のステンレス鋼箔が開示されている。
　特許文献９では、細粒化を図ることでエッチング面が平滑になり、拡散接合性が向上すると述べられている。
　しかしながら、本発明者らが検討を行った結果、上記の従来技術では十分な拡散接合性が得られない場合があり、さらなる改善の余地が残されていることが分かった
日本国特開平３－１６９４０５号公報 日本国特開平９－３６０５号公報 日本国特開昭６２－２５３７３２号公報 日本国特開２０００－２７３５４６号公報 日本国特開２０１３－１０３２７１号公報 日本国特開２０１３－１７３１８１号公報 日本国特開２０１６－８９２２３号公報 日本国特開平９－２７９３１０号公報 国際公開第２０１６／０４３１２５号
　本発明は上記の課題を解決するためになされたものであり、良好な研磨性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することを目的とする。本発明において、「良好な研磨性を有する」とは、機械研磨によって容易に平滑化が可能であることを意味する。オーステナイト系ステンレス鋼板は、良好な研磨性を有し、さらに、良好な拡散接合性を有することが好ましい。
（１）本発明の一態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、化学組成が、質量％で、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の合計：０～０．１０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式で求められるＭｄ３０値が６０℃以下であり、表層部において、マルテンサイトの面積率が５．０％以下であり、かつ、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率が５０％以上である。
　Ｍｄ３０値＝４９７－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２０×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．７×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
（２）上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板は、前記化学組成が、Ｎｂ：０．０１０～０．５００％を含有し、前記Ｍｄ３０値が、２０～６０℃であり、前記表層部における、前記オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、かつ、前記オーステナイト粒の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が８．５以上であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板は、前記化学組成が、質量％で、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％、および、Ｂ：０．００１～０．０１０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法は、上記（１）～（３）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に、圧延率が５０％以下となる条件で調質圧延を行う工程を備える。
　本発明の上記態様によれば、良好な研磨性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を工業的に安定して得ることができる。
　また、本発明の好ましい態様によれば、良好な研磨性に加えて、良好な拡散接合性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を得ることができる
φ２＝４５°断面のＯＤＦを示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板（本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板）の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される数値範囲は、その両端の数値を範囲に含む。一方、「未満」、「超」で示される数値については、その値を範囲に含まない。
　Ｃ：０．００５～０．１５０％
　Ｃは、安価に鋼板の強度を高める強力な固溶強化元素である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰であると、粗大な炭化物が生成し、熱間圧延時または冷間圧延時の圧延変形時に炭化物周辺でランダムな結晶回転が生じることによって結晶方位がランダム化する。そのため、Ｃ含有量を０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は０．１３０％以下が好ましく、０．１２０％以下がより好ましい。
　一方、Ｃ含有量を０．００５％未満とすることは製造コストの増大を招くだけで、特段の有効な効果が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。また、Ｃは、Ｎｂと結合して微細なＮｂ化合物として析出し、再結晶および粒成長を抑制する効果を有する。この効果を得る場合、Ｃ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。
　Ｓｉ：１．０％以下
　Ｓｉ含有量が過剰であると、粗大な酸化物が形成される可能性が高く、加工性が低下することが懸念される。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６％以下であるのが好ましい。
　一方、Ｓｉは、溶製時の脱酸材として使用される上、鋼の強化にも寄与する元素である。これらの効果を得たい場合には、Ｓｉ含有量は０．１％以上であることが好ましい。
　Ｍｎ：１．５％以下
　Ｍｎは、強力なオーステナイト生成元素である。そのため、Ｍｎ含有量が過剰であると、冷間圧延時に生成する加工誘起マルテンサイトが少なくなることによって、最終焼鈍後の｛１１０｝面方位への集積が低下する。また、微細結晶粒を得ることができなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。Ｍｎ含有量は１．２％以下が好ましい。
　一方、Ｍｎは、熱間加工時の脆性破壊の防止と鋼の強化とに寄与する元素である。上記の効果を得たい場合には、Ｍｎ含有量は０．１％以上であることが好ましい。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは不純物元素である。Ｐ含有量が０．１０％を超えると、加工性が著しく劣化する。そのため、Ｐ含有量を０．１０％以下に制限する。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。しかしながら、Ｐ含有量を０．００５％未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、Ｐ含有量の下限を０．００５％としてもよい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは不純物元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、熱間加工時の溶融脆化の要因となる。そのため、Ｓ含有量を０．０１０％以下に制限する。Ｓ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。しかしながら、Ｓ含有量を０．００１％未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、Ｓ含有量の下限を０．００１％としてもよい。
　Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは不純物元素である。Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、加工性が低下すると共に、接合時に酸化物が生成し、拡散接合性が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．１０％以下に制限する。Ａｌ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。しかしながら、Ａｌ含有量を０．０１％未満とすることは、コストの点で好ましくない。そのため、Ａｌ含有量の下限を０．０１％としてもよい。
　Ｃｒ：１５．０～２０．０％
　Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、鋼材表面に酸化物層を形成し、耐食性を高める作用を奏する元素である。この効果を得るため、Ｃｒ含有量を１５．０％以上とする。Ｃｒ含有量は１６．０％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃｒは、強力なフェライト安定化元素である。そのため、Ｃｒ含有量が過剰であると、δフェライトが生成する。このδフェライトは素材の熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃｒ含有量は２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は１９．０％以下であることが好ましい。
　Ｎｉ：６．０～１５．０％
　Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、室温でオーステナイト相を安定化させる作用を有する元素である。この効果を得るため、Ｎｉ含有量は６．０％以上とする。Ｎｉ含有量は６．５％以上であるのが好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が過剰であると、オーステナイト相が安定化し過ぎて、冷間圧延時の加工誘起マルテンサイト変態が起こらなくなることで、｛１１０｝面方位への集積が低下する。さらに、Ｎｉは高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は１５．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１１．０％以下が好ましく、９．０％以下がより好ましい。
　Ｎ：０．００５～０．１５０％
　Ｎは、Ｃと同様に、固溶強化元素であり、鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｎ含有量を０．００５％未満とすることはコストの点で好ましくない。そのため、Ｎ含有量を０．００５％以上とする。
　また、Ｎは、Ｎｂと結合して微細なＮｂ化合物として熱間圧延時または焼鈍時に析出し、再結晶および粒成長を抑制する効果がある。この効果を得る場合、Ｎ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。
　一方、Ｎ含有量が過剰であると、鋼板の製造過程で粗大な窒化物が多数生成する。これらの粗大な窒化物は、破壊の起点となって、熱間加工性を顕著に劣化させるので、粗大な窒化物が多数生成すると製造が困難になる。また、ＮはＣと同様に、強力なオーステナイト安定化元素でもあり、Ｎ含有量が過剰であると、結晶粒微細化に必要な加工誘起変態が起こらなくなる。したがって、Ｎ含有量は０．１５０％以下とする。Ｎ含有量は０．１３０％以下が好ましく、０．１２０％以下がより好ましい。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、その化学組成が、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物であることを基本とする。しかしながら、各種特性を向上させるため、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂから選択される１種以上を後述する範囲で含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有しなくてよいので、その下限は０％である。
　ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　Ｍｏ：０～２．０％
　Ｍｏは、材料の耐食性を向上させる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｍｏは極めて高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。したがって、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。Ｍｏ含有量は１．０％以下が好ましい。
　Ｃｕ：０～１．５％
　Ｃｕは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定度の調整に有効な元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が過剰であると、製造過程でＣｕが粒界に偏析する。このような粒界偏析は、熱間加工性を顕著に劣化させる原因となるので、Ｃｕが粒界に偏析すると製造が困難になる。したがって、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は１．５％以下とする。Ｃｕ含有量は１．０％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０～０．５００％
　Ｎｂは、焼鈍時に微細な炭化物または窒化物を生成する元素である。これらの微細な炭化物または窒化物は、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制するので、Ｎｂは素材の結晶粒の微細化に有効な元素である。また、Ｎｂは固溶して、または炭窒化物として熱間加工中の再結晶を抑制することで、オーステナイトの加工集合組織を発達させる元素である。そのため、含有させてもよい。
　オーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ以下、オーステナイト粒の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比を８．５以上とする場合、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０３０％以上がより好ましく、０．０４０％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が過剰であると、再結晶が抑制され、焼鈍後に未再結晶部が多量に残存する他、熱間加工性が劣化する。また、Ｎｂは極めて高価な元素であり、含有量の過度な増大はコストの大幅な上昇を招く。
　そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．３００％以下が好ましく、０．２００％以下がより好ましい。
　Ｖ：０～０．１５０％
　Ｔｉ：０～０．３００％
　ＶおよびＴｉは、いずれも再結晶を抑制し、望ましい集合組織を強め、結晶粒を細粒化する効果を有する元素である。このため、必要に応じてこれらから選択される１種以上を含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｖ：０．０１０％以上、Ｔｉ：０．０１０％以上から選択される１種以上を含有させるのが好ましい。
　一方、上記元素を過剰に含有させると、加工性が劣化する。このため、含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．１５０％以下、Ｔｉ含有量を０．３００％以下とする。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｂは、粒界を強化する元素であり、熱間加工性の改善に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
　一方、Ｂを過剰に含有させると、かえって加工性が劣化する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成は、上述の通り、必須元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物であるか、必須元素を含有し、任意元素を１種以上含有し残部がＦｅ及び不純物からなる。「不純物」としては、例えば、上述したＰ、Ｓ、Ａｌに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｗ等が例示される。Ｐ、Ｓ、Ａｌを除くＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｗ等の不純物元素の総量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　Ｍｄ３０値：６０℃以下
　Ｍｄ３０値とは、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板等における、オーステナイトの安定性を示す指標であり、化学組成から算出される、圧下率３０％の圧延を施した際に加工誘起マルテンサイトが５０体積％生成する温度に相当すると考えられる値である。Ｍｄ３０値が６０℃を超えると、熱処理時に逆変態したオーステナイトが、冷却過程または調質圧延で再度マルテンサイトとなる場合がある。この場合、オーステナイト量が低減し、結果として｛１１０｝面方位を有する粒の面積率も低減してしまう。
　したがって、下記（ｉ）式で求められるＭｄ３０値は６０℃以下とする。Ｍｄ３０値は５５℃以下であるのが好ましく、５０℃以下であるのがより好ましい。
　Ｍｄ３０値（℃）＝４９７－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２０×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．７×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　Ｍｄ３０値が２０℃以上であれば、冷間圧延時におけるオーステナイトから加工誘起マルテンサイト（マルテンサイト）への変態と、その後の熱処理における加工誘起マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態を活用することにより、微細結晶粒が得られる。また、｛１００｝面方位、特に｛１１０｝＜１１２＞方位の発達に有利である。
　そのため、オーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ以下、かつ、オーステナイト粒の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比を８．５以上とする場合には、Ｍｄ３０値を２０～６０℃とすることが好ましい。Ｍｄ３０値は２５℃以上がより好ましく、３０℃以上がさらに好ましい。
　２．金属組織
　良好な研磨性を得るためには、鋼板の表層部における金属組織の制御が重要となる。具体的には、鋼板の表層部におけるマルテンサイト及び｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率を、以下に示す範囲に調整する必要がある。それぞれの規定について詳しく説明する。本実施形態において、鋼板の表層部とは、表面から板厚方向に板厚の１／１０の位置までの領域を意味する。
　表層部におけるマルテンサイトの面積率：５．０％以下
　マルテンサイトは硬質な組織である。そのため、研磨前の製造段階で鋼板の表層部にマルテンサイトが過剰に存在すると、研磨性が劣化する。また、マルテンサイトの面積率が高くなると相対的にオーステナイトの｛１１０｝面方位を有する粒の面積率が低下する。そのため、鋼板の表層部におけるマルテンサイトの面積率は５．０％以下とする。上記面積率は４．０％以下であるのが好ましく、３．０％以下であるのがより好ましい。
　また、鋼板の表層部にマルテンサイトが多いと、拡散接合またはレーザー加工などで熱が加えられる際に、マルテンサイトがオーステナイト相へ変態し、鋼板の平坦度が低下することで拡散接合性が低下する。加えて、鋼板の表層部にマルテンサイトが多いと、オーステナイト相の面積率が低減するので｛１１０｝＜１１２＞方位を有する粒の組織全体に占める分率も低下する。そのため、拡散接合性の観点からも、表層部におけるマルテンサイトの面積率は、５．０％以下であることが好ましい。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板において、マルテンサイト以外の組織は実質的にオーステナイトである。
　表層部のマルテンサイトの面積率は、以下の手順により求める。
　まず、素材を電解研磨または化学研磨した１００μｍ×１００μｍ以上の面積の鋼板表面と平行な面について、ｆｃｃ構造およびｂｃｃ構造を結晶構造として選択して、ＥＢＳＤで測定を実施する。そして、ｆｃｃ構造と判別されない、すなわちｂｃｃ結晶構造を有する領域、または高ひずみで測定不能な領域（ただし、いずれも粒界のような線状の領域は含まない）をマルテンサイトとみなし、その面積率を求める。
　サンプルを作製する際にコロイダルシリカのような研磨剤での仕上研磨を行うと、表層のオーステナイト相が加工誘起マルテンサイト変態を起こすおそれがある。そのため、必ず電解研磨または化学研磨でサンプル作製を行う。また、表面から板厚方向に板厚の１／１０の位置までの領域である表層部を観察するため、研磨される量は板厚に対して１／１０厚までとする。
　表層部における｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率：５０％以上
　｛１１０｝面方位は、オーステナイトの圧延加工集合組織の代表的な主方位である。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の表層部における、上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率を５０％以上とすることで、良好な研磨性が確保される。上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率は５２％以上とすることが好ましく、５５％以上とすることがより好ましい。上限は特に設けないが、上記の面方位を有するオーステナイト粒の面積率が８５％を超えると、靱性が低下するので、８５％を上限とすることが望ましい。
　表層部における｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率は、以下の方法により求めることができる。
　まず、前述の方法で作製した素材の表層部において、５００μｍ×５００μｍ以上の面積の領域をＥＢＳＤで測定する。そして、結晶構造がｆｃｃでありかつ１５°以上の粒界で囲まれた領域をオーステナイト粒とみなす。｛１１０｝面方位とは、厳密には鋼板の表面に垂直なベクトルに対して、＜１１０＞軸が平行（＝表面に垂直なベクトルとの角度差０）な結晶方位を有するが、本実施形態においては０～１５°の角度差を許容するものとする。オーステナイト粒の中で｛１１０｝面方位を有する粒の面積の合計を、測定面積で除して、１００倍した値を｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率（％）とする。
　表層部におけるオーステナイト粒の平均粒径：５．０μｍ以下
　表層部のオーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ以下とすることにより、単位面積当たりの結晶粒数が増加し、｛１１０｝＜１１２＞方位を有する粒の存在頻度が平均化されるので、拡散接合性が向上すると考えられる。また、オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であると、エッチング加工等を行う場合、加工面が平滑になる。
　したがって、拡散接合性を向上させる場合、表層部におけるオーステナイト粒の平均粒径を５．０μｍ以下とすることが好ましい。
　オーステナイト粒の平均粒径は、以下の手順により算出する。
　まず、前述の方法で作製した素材の表層部において、１００μｍ×１００μｍ以上の面積をＥＢＳＤで測定し、ｆｃｃ構造と判別された領域のうち、方位差１５°以上の境界で囲まれた領域を１つの結晶粒とみなし、所定の面積中に含まれる結晶粒の数から結晶粒１個当たりの平均面積Ｓを算出する。
　そして、平均面積から、下記式（ｉｉｉ）によりオーステナイト粒の平均粒径Ｄを算出する。
　　Ｄ＝（２Ｓ／π）０．５　　　・・・（ｉｉｉ）
　｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比：８．５以上
　｛１１０｝＜１１２＞方位は、オーステナイトの圧延加工集合組織の代表的な主方位である。鋼板の表層部（接合面）での同方位への集積を８．５以上とすることで、高い拡散接合性が確保される。そのため、拡散接合性を向上させる場合、｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比を８．５以上とすることが好ましい。｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比は９．０以上とすることがより好ましく、１０．０以上とすることがさらに好ましい。｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比の上限は特に設けないが、Ｘ線ランダム強度比が２０．０を超えると、隣接する結晶粒との方位差１５°以上を満足できなくなり、有効な結晶粒界として作用しなくなるので、この値を上限とすることが望ましい。
　｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝極点図のうち、複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ，ＯＤＦという。）から求めればよい。本実施形態におけるＸ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材とのＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。標準試料は｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝のいずれの面測定においても特定の集積を持たないものを使用する。標準試料の作製方法は規定しないが、Ｆｅ－Ｃ、Ｆｅ－Ｎｉ、Ｆｅ－Ｃｒ等のＦｅ基で、室温で安定にｆｃｃ結晶構造を有する金属の粉末を圧縮、焼結して作製するのが一般的である。
　図１に、上述した結晶方位が表示されるφ２＝４５°断面のＯＤＦを示す。｛１１０｝＜１１２＞方位は厳密にはφ１＝５５°，Φ＝９０°で表記される方位を指す。しかしながら、試験片加工および試料のセッティングに起因する測定誤差が生じることがあるので、φ１＝５０～６０°、Φ＝８５～９０°の範囲の最大値を、この方位の強度比として代表させる。
　ここで、結晶の方位は、通常、板面に垂直な方位を（ｈｋｌ）または｛ｈｋｌ｝、圧延方向に平行な方位を［ｕｖｗ］または＜ｕｖｗ＞で表示する。｛ｈｋｌ｝，＜ｕｖｗ＞は、等価な面の総称であり、（ｈｋｌ），［ｕｖｗ］は、個々の結晶面を指す。すなわち、本実施形態においてはｆｃｃ構造を対象としているため、例えば、（１１１），（－１１１），（１－１１），（１１－１），（－１－１１），（－１１－１），（１－１－１），（－１－１－１）面は等価であり、区別がつかない。
このような場合、これらの方位を総称して｛１１１｝と称する。
　ＯＤＦは、対称性の低い結晶構造の方位表示にも用いられるため、一般的にはφ１＝０～３６０°，Φ＝０～１８０°，φ２＝０～３６０°で表現され、個々の方位が（ｈｋｌ），［ｕｖｗ］で表示される。しかしながら、本発明では、対称性の高いｆｃｃ結晶構造を対象としているため、Φとφ２については０～９０°の範囲で表現される。また、φ１は、計算を行う際に変形による対称性を考慮するか否かによって、その範囲が変化するが、本発明においては、対称性を考慮してφ１＝０～９０°で表記する。すなわち、φ１＝０～３６０°での同一方位の平均値を、０～９０°のＯＤＦ上に表記する方式を選択する。この場合は、（ｈｋｌ），［ｕｖｗ］と｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞は同義である。
　したがって、例えば、図１に示したφ２＝４５°断面におけるＯＤＦの、（１１０）［１－１２］のＸ線ランダム強度比は、｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比と同義である。
　また、Ｘ線回折用試料の作製は、次のようにして行う。
　拡散接合性を向上させる場合、接合面となる表層部のＸ線ランダム強度比が重要となる。Ｘ線測定のためには測定面の平坦度を出すため、またはひずみ除去のために、多少の機械研磨、化学研磨、電解研磨が必要となる。したがって、鋼板の表面から板厚の１／１０位置までの表層部が測定面となるように調整を行う。
　また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）法またはＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ　Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、統計的に十分な数の測定を行ってもよい。
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の板厚は、限定されないが、例えば０．５ｍｍ以下である。
　３．製造方法
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法については特に制限は設けないが、以下に示す方法により製造することが可能である。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法では、同鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造または圧延したものでもよいが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスター等を用いて製造してもよい。
　得られた鋼片について、以下に示す工程を含む製造方法を適用することで、本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板を製造することができる。
　（ａ）加熱工程
　通常、鋼片は鋳造後、冷却され、熱間圧延を行うために、再度、加熱される。本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法では、熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は１１５０℃以上とする。これは、加熱温度が１１５０℃未満となると、粗大な炭窒化物が溶け残り、熱間加工中の割れの起点となる可能性があると共に、熱延中の集合組織のランダム化が促進（望ましい集合組織の形成が抑制）されるためである。加熱温度は１１７０℃以上とすることが望ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、１４００℃超に加熱することは生産性の低下に繋がると共に、通常の圧延では発達しない方位の成長を招くおそれがある。そのため、１４００℃を上限とすることが望ましい。
　溶製した鋼を鋳造後、１１５０℃未満の温度に下がらないうちに熱間圧延を行う（再加熱を行わない）連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスを採用してもよい。
　（ｂ）熱間圧延工程
　本実施形態に係るオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法においては、加熱された鋼片に対し、熱間圧延を行う。その際、８８０～１０００℃の温度域で熱間圧延を終了する。熱間圧延の終了温度が８８０℃未満であると、変形抵抗が高くなりすぎて生産性が著しく阻害されるとともに、熱延板の表層部の剪断層の発達が促される。終了温度は９００℃以上とすることが望ましい。
　一方、熱間圧延の終了温度が１０００℃超となるとすべての圧延パスで再結晶が生じることで熱延後の鋼板において集合組織の集積度が低下（組織がランダム化）し、表層部の｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率が低減する。また、表層部での｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比も低下する。そのため、熱間圧延終了温度を１０００℃以下とする。終了温度は９８０℃以下とすることが望ましく、９５０℃以下とすることがより望ましい。
　また、熱間圧延工程では、最終２パスにおいて、下記（ｉｉ）式で求められる形状比Ｌをいずれも４．５以下とする。最終２パスの形状比の少なくとも一方が４．５超となると、鋼板と圧延ロールとの間の摩擦によって熱延板の表層部に剪断層と呼ばれる板厚中心層と結晶方位の異なる層が形成される。剪断層には｛１１０｝面方位が含まれないので、熱延の段階で剪断層が発達すると｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率も低減してしまう。また、剪断層には｛１１０｝＜１１２＞方位も含まれないので表層部の｛１１０｝＜１１２＞も低減してしまう。形状比Ｌは４．２以下とすることが望ましく、４．０未満とすることがより望ましい。形状比Ｌの下限は特に設けないが、２．５未満とすると熱延板の板厚が厚くなり、冷間圧延の負荷が高くなる。そのため、最終２パスにおいて、いずれも形状比は２．５以上とすることが望ましい。形状比Ｌは２．８以上がより望ましく、３．０以上がさらに望ましい。
　Ｌ＝（√（Ｒ×（ｔｉｎ－ｔｏｕｔ）））／（（２ｔｏｕｔ＋ｔｉｎ）／３）　　　・・・（ｉｉ）
　但し、式中における記号の意味は以下のとおりである。
　Ｌ：当該パスでの形状比
　Ｒ：当該パスでのロール半径（ｍｍ）
　ｔｉｎ：当該パスでの入側板厚（ｍｍ）
　ｔｏｕｔ：当該パスでの出側板厚（ｍｍ）
　（ｃ）巻取工程
　上記の条件で熱間圧延を終了した鋼板（熱延板）を、９００℃以下の温度範囲で巻き取る。巻取温度が９００℃超となると巻取り中に再結晶が進行し、望ましい集合組織が弱くなる。巻取温度は８８０℃以下が望ましく、８５０℃以下がより望ましい。
　巻取温度の下限は特に規定しないが、巻取温度を５５０℃未満にしても特段の効果が得られないばかりか、コイルの強度が高くなり巻き戻しが困難になる。そのため巻取温度は５５０℃以上とすることが望ましい。
　上記の熱間圧延を完了後、一般的な工程と同様に冷間圧延と焼鈍とを一回ないし複数回繰り返して鋼板を製造する。その際、それぞれの最終工程のみを後述のように限定する。最終工程以外については、特に限定されないが、最終以外の焼鈍（中間焼鈍）の一般的な温度は９００～１１００℃である。
　（ｄ）最終冷間圧延工程
　最終冷間圧延の圧延率（圧下率）が４０％未満の場合、加工集合組織が形成されず、｛１１０｝面方位が発達しない。そのため、最終冷間圧延の圧延率を４０％以上とする。また、圧延率が４０％未満の場合、冷間圧延中のマルテンサイト変態が十分に起こらず、その後の焼鈍中の逆変態による細粒化が起こらない。そのため、オーステナイト粒径を小さくする観点でも、圧延率を４０％以上とする。圧延率は４５％以上とすることが望ましく、５０％以上とすることがより望ましい。
　一方、圧延率が９０％超となると通常の圧延と異なる方位が発達し｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率が低減するのに加え、装置への負荷も極めて高くなる。したがって、圧延率を９０％以下とする。圧延率は８５％以下とすることが望ましく、８０％以下とすることがより望ましい。
　さらに、最終冷間圧延工程での圧延ロールのロール径が小さいと、鋼板と圧延ロールとの間の摩擦によって鋼板の表層部に剪断層が形成され、｛１１０｝面方位とは異なる方位が発達する。そのため、最終冷間圧延工程での圧延ロールのロール径は８０ｍｍ以上とする。上記ロール径は９０ｍｍ以上とすることが望ましく、１００ｍｍ以上とすることがより望ましい。
　（ｅ）最終焼鈍工程
　最終焼鈍の到達温度が６００℃未満では、加工α組織が残存し、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の割合が低下する。そのため研磨性を確保することができない。また、最終焼鈍到達温度が６００℃未満では、逆変態が生じず、オーステナイト粒の平均が粒径５．０μｍを超える。したがって、最終焼鈍における到達温度は６００℃以上とする。最終焼鈍到達温度は６５０℃以上とすることが望ましく、７００℃以上とすることがより望ましい。
　一方、最終焼鈍の到達温度を１０００℃超とすると、粒成長が促進され、粒径が粗大化して靱性が低下するとともに、｛１１０｝面方位以外の方位が発達する。また、｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比も低下する。したがって、最終焼鈍における到達温度は１０００℃以下とする。最終焼鈍の到達温度は９８０℃以下とすることが望ましく、９７０℃以下とすることがより望ましい。
　焼鈍温度（到達温度）における保持時間は６０秒以下とする。６０秒超保持すると集合組織のランダム化、および粒径の粗大化の原因となる。この観点からは、保持時間は３０秒以下が好ましく、１０秒以下がより好ましい。
　上記の製造条件に加えて熱延板に冷間圧延前に焼鈍（中間焼鈍）を施してもよい。冷間圧延前の焼鈍温度は６００～１０００℃とすることが望ましい。これは、６００℃未満では熱延板が十分に軟化せず、冷間圧延時の加工の負荷が高くなるためであり、１０００℃を超えると、粒径が粗大化するとともに、静的再結晶が進行して組織がランダム化するためである。
　最終焼鈍後に鋼板の機械的特性の調整を目的とする冷間圧延（調質圧延）、及び、続けて、板の形状変化の原因となる残留応力の低減（歪取り）とγ母相への逆変態とを目的とした熱処理を実施してもよい。これらの工程により、オーステナイト系ステンレス鋼板の機械的性質を好ましい範囲に調整することができる。
　調質圧延を行う場合、圧延率は５０％以下とすることが望ましい。これは、圧延率が５０％以下であれば、ＪＩＳ規格（Ｇ４３０５）等に規定される必要な機械的性質へ調整可能なためである。熱処理を行う場合、熱処理温度は６００℃～９００℃とするのが望ましく、６５０～８５０℃とするのがより望ましい。これは、６００℃未満では歪取りの効果を得られず、逆変態を生じないためである。また、９００℃を超える温度では、冷間圧延での性能調整の効果が消失するためである。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
＜実施例１＞
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表２－１、表２－２に示す条件で仕上圧延を行った。表２－１、表２－２において、ＳＲＴ（℃）は鋼片の加熱温度、Ｌ１は最終パスより一つ手前のパスでの形状比、Ｌ２は最終パスでの形状比、ＦＴ（℃）は仕上圧延の最終パス後、すなわち仕上出側の温度を示す。ＣＴ（℃）は巻取温度を示す。
　熱間圧延後は酸洗を行い、圧下率６０％の中間冷延（中間冷間圧延）、１０５０℃で２０分保持する中間焼鈍を行った後、最終冷間圧延を施し０．２ｍｍの厚みの鋼板を得た。ＣＲ（％）は最終冷間圧延の圧延率を示す。その後、ＡＴ（℃）で示した到達温度まで昇温する焼鈍を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られたオーステナイト系ステンレス鋼板について、表層部の、マルテンサイト（α’）面積率、オーステナイト粒（γ）の平均粒径、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率、｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比について測定した。
　表層部におけるオーステナイト粒の平均粒径およびマルテンサイトの面積率は、以下の方法により測定した。まず、５００μｍ×５００μｍの面積の、鋼板表面から板厚方向に板厚の１／１０の位置の鋼板表面と平行な面について、ＥＢＳＤで測定した。そして、ｆｃｃ構造と判別された領域のうち、方位差１５°以上の境界で囲まれた領域を１つの結晶粒とみなし、所定の面積中に含まれる結晶粒の数から結晶粒１個当たりの平均面積Ｓを算出した。平均面積から、上記式（ｉｉｉ）によりオーステナイト粒の平均粒径Ｄを算出した。
　またｆｃｃ構造と判別されない、すなわちｂｃｃ結晶構造を有する領域、または高ひずみで測定不能な領域をマルテンサイトとみなし（ただし、いずれも粒界のような線状の領域は対象外とした）、その面積率を求めた。
　マルテンサイトの面積率（α’面積率）およびオーステナイト粒の平均粒径（γ粒径）は、最終焼鈍後の平均値を示す。
　表層部の｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率（｛１１０｝面γ面積率）は、以下のようにして測定した。
　まず、上記と同様の鋼板表面と平行な面について、５００μｍ×５００μｍの面積の領域をＥＢＳＤで測定した。そして、結晶構造がｆｃｃでありかつ１５°以上の粒界で囲まれた領域をオーステナイト粒とみなし、そのうち、鋼板の表面に垂直なベクトルに対して、＜１１０＞軸が０～１５°を向く結晶方位を有する粒を、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒とした。そして、｛１１０｝面方位を有する粒の面積の合計を測定面積で除して１００倍した値を、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率とした。
　鋼板の表層部の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比（｛１１０｝＜１１２＞Ｘ線ランダム強度比）は、以下のようにして測定した。
　まず、鋼板を機械研磨およびバフ研磨した後、さらに電解研磨して歪みを除去し、鋼板の表面から板厚の１／１０の鋼板表面と平行な面が測定面となるように調整した試料を用いてＸ線回折を行った。特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。
　Ｘ線回折によって得られた｛２００｝、｛３１１｝、｛２２０｝極点図を基に、級数展開法でＯＤＦを得た。そして、このＯＤＦからＸ線ランダム強度比を決定した。表層部のＸ線回折は、鋼板の表側を測定した。
　上記のオーステナイト系ステンレス鋼板に対して、研磨性を評価した。
　研磨性は以下のように評価した。
　上記のオーステナイト系ステンレス鋼板から、長さ１００ｍｍ、幅１５０ｍｍ、厚さ０．２ｍｍの試験片を採取した後、採取した試験片に対して面圧８．０Ｎ／ｃｍ２、砥粒＃４００のアルミナ、回転速度３００ｒｐｍ、研磨時間１０秒の条件で研磨を行った。そして、研磨後の粗さＲａをＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して測定した。本実施例では研磨後の粗さＲａが０．０５０μｍ以下となる場合に、オーステナイト系ステンレス鋼板の研磨性が良好であると判断した。
　さらに、上記のオーステナイト系ステンレス鋼板に対して、以下のように、拡散接合性を評価した。
　上記のオーステナイト系ステンレス鋼板から採取した５０ｍｍ×５０ｍｍ（×厚さ）の鋼板を２枚重ねあわせた後、３０ＭＰａの応力を付与し、９００℃で３０秒間保持して拡散接合を実施した。その後、超音波探傷により拡散接合部の空隙を評価とした。
　拡散接合部に対して透過法による評価を行い、透過パルス高さが２５％以上の位置を拡散接合部、２５％未満の位置を空隙部として判断し、拡散接合部の面積率を算出した。
　本実施例では拡散接合部の面積率が７０％以上となる場合に、オーステナイト系ステンレス鋼板の拡散接合性が良好であると判断した。
　透過法は、送信用探触子から発信される超音波が測定対象物中を通過し受信用探触子に受信される過程において、測定対象物中の欠陥による散乱などの原因によって超音波が減衰する程度から、測定対象物内部の欠陥の大きさおよび程度を把握する方法である。発信した超音波のパルスに比べて測定対象物を経過して受信した透過パルス高さがどの程度であるかを測定する。受信した透過パルス高さが１００％に近いほど測定対象物中の欠陥が少なく、良好な拡散接合が成されており、受信した透過パルス高さが小さいほど接合が不良であると評価する。
　本実施例では、接触媒質として水道水を用い、０．４ｍｍ厚のオーステナイト系ステンレス鋼板、望ましくは、本願化学組成範囲のオーステナイト系ステンレス鋼板を校正用試験片として用いて超音波探触子の振動子径が０．５ｍｍとなるように調整を行った上で、測定対象の縦横それぞれに対し０．２ｍｍピッチで透過パルスを測定した。
　表２－１、表２－２に示す結果から明らかなように、本発明例（試験Ｎｏ．１～３、５、７、９、１１、１３、１５、１７、２２、２４、２６、２８、３１、３３、３５、３７、３９、４４）では、マルテンサイトの面積率が低減し、かつ｛１１０｝面方位が発達したため、研磨性に優れていた。
　また、中でも、試験Ｎｏ．３、９、１３、２２、２４、２６、２８、３１、３３、３５、３７、３９、４４については、さらにオーステナイト粒の平均粒径が小さく、オーステナイト粒の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が高かったので、拡散接合性にも優れていた。
　一方、試験Ｎｏ．１８～２１、４１、４３は、化学組成が本発明の規定の範囲外である鋼を用いた比較例である。試験Ｎｏ．１８ではＣ含有量が多すぎたため、集合組織がランダム化し｛１１０｝面方位が十分に発達しなかった。試験Ｎｏ．１９ではＣｒ含有量が高すぎたため、熱間圧延中に割れが生じ試験を中止した。試験Ｎｏ．２０、２１および４３ではＭｄ３０値が高くなりすぎ、マルテンサイト量が過剰となったため、研磨性が低下した。
　試験Ｎｏ．４１では、Ｎｂ含有量が多すぎたため、熱間加工性が低下し、熱延板の端部に割れが発生したため試験を中止した。
　試験Ｎｏ．４、６、８、１０、１２、１４、１６、２３、２５、２７、２９、３０、３２、３４、３６、３８は、いずれも化学組成は本発明の規定を満足しているが、製造条件が本発明の好ましい範囲から外れた結果、所望の集合組織を得られなかった比較例である。
　試験Ｎｏ．４、６、２５および２７ではいずれも熱延の最終２段の両方またはいずれか１段の圧延の形状比が４．５超となった。そのため、熱延板の表層部に剪断集合組織が発達した。その結果、最終的に冷延焼鈍後の｛１１０｝面方位の発達が抑制され、研磨性が低下した。試験Ｎｏ．８、２９は熱延の終了温度が高すぎた。また、試験Ｎｏ．８は巻取温度も高かった。そのため、再結晶が進行し、望ましい集合組織が発達しなかった。
　試験Ｎｏ．１０、３２では冷間圧延での圧延率が低すぎたため、集合組織が発達しなかった。試験Ｎｏ．１２では最終冷間圧延での圧延ロールのロール径が小さすぎたため、鋼板の表層部に剪断集合組織が発達した。試験Ｎｏ．１４、３６では最終焼鈍の到達温度が低すぎたため、逆変態が生じずマルテンサイト分率が高くなった。試験Ｎｏ．１６、３８では焼鈍到達温度が高すぎるために再結晶が進行し、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。そのため、これらの例では研磨性が劣っていた。
　試験Ｎｏ．２３は、熱間圧延前の加熱温度が低かった。そのため、熱延中の集合組織のランダム化が促進された。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
　試験Ｎｏ．３０は、仕上圧延完了温度が低かった。そのため、表層部の剪断層の発達が促された。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
　試験Ｎｏ．３４は、巻取温度が高かった。巻取り中に再結晶が進行した。その結果、望ましい集合組織が十分に発達しなかった。
＜実施例２＞
　表１に示す化学組成（Ａ、Ｉ、Ｆ２、Ｉ２）を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表３に示す条件で仕上圧延を行った。熱間圧延後は酸洗を行い、圧下率５５％の中間冷間圧延、１１２０℃で２０分保持する中間焼鈍を行った後、最終冷間圧延を施した。その後、ＡＴ（℃）で示した到達温度まで昇温する焼鈍を実施した。さらに、焼鈍後、表３に示す圧延率で調質圧延を行い、ひずみ取り焼鈍を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３から分かるように、調質圧延及び歪取焼鈍を行った場合でも、良好な研磨性が得られた。また、これらの例はいずれもＪＩＳ規格（Ｇ４３０５）等に規定される必要な機械的性質を備えていた。
　本発明によれば、良好な研磨性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板が工業的に安定して得ることができる。そのため、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板は、電子機器の筐体等の高い表面光沢度が求められる部材の素材として好適である。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　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の合計：０～０．１０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式で求められるＭｄ３０値が６０℃以下であり、
    　表層部において、マルテンサイトの面積率が５．０％以下であり、かつ、｛１１０｝面方位を有するオーステナイト粒の面積率が５０％以上である、
    オーステナイト系ステンレス鋼板。
    　Ｍｄ３０値＝４９７－４６２×（Ｃ＋Ｎ）－９．２×Ｓｉ－８．１×Ｍｎ－１３．７×Ｃｒ－２０×（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．７×Ｍｏ　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記式中の元素記号は、各元素の鋼中の質量％での含有量を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  2. 　前記化学組成が、Ｎｂ：０．０１０～０．５００％を含有し、
    　前記Ｍｄ３０値が、２０～６０℃であり、
    　前記表層部における、前記オーステナイト粒の平均粒径が５．０μｍ以下であり、かつ、前記オーステナイト粒の｛１１０｝＜１１２＞方位のＸ線ランダム強度比が８．５以上である、
    請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　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％、および、
    　Ｂ：０．００１～０．０１０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板に、圧延率が５０％以下となる条件で調質圧延を行う工程を備える、
    オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
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