CN105452505A - 奥氏体系不锈钢板和其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积为450MPa以上、实现了高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性提高的奥氏体系不锈钢板。一种奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，C：0.02～0.30％、Cr：10.0～25.0％、Ni：3.5～10.0％、Si：0～3.0％、Mn：0.5％～5.0％、N：0.10～0.40％、Mo：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％、V：0～1.0％，C+3×N：0.4％以上，余量由Fe和杂质组成，由(1)式规定的Md₃₀值为0℃以上且50℃以下，Cr碳化物和Cr氮化物的体积率为1％以下，并且母相的平均晶体粒径为10μm以下。

Description

奥氏体系不锈钢板和其制造方法

技术领域

本发明涉及奥氏体系不锈钢板和其制造方法，具体而言，涉及例如适合作为汽车、电车等的结构构件使用的、兼顾了碰撞相应的高应变速率区域中的强度和压制成型相应的低应变速率区域中的韧性的奥氏体系不锈钢板和其制造方法。

背景技术

近年来，作为对环境问题的应对，期望汽车、铁道等的燃油经济性提高，作为其解决对策，车体的轻量化是非常有效的。进而，对于车体的轻量化，形成占重量的大部分的结构构件的原材料的轻量化、具体而言原材料的薄壁化是有效的。然而，原材料的薄壁化使刚性、碰撞时的冲击吸收能力降低。因此，近年来，特别是推出将高强度原材料应用于结构构件。

例如，汽车的前纵梁等需要在不发生较大变形的情况下吸收冲击能量。作为这样的较小应变区域中的冲击吸收能力的指标，考虑碰撞相应的应变速率1000/s下的10％流动应力是合适的。另外，作为压制成型性的指标，考虑适用压制相应的应变速率0.1/s下的均匀伸长率是合适的。即，可以说应变速率1000/s下的10％流动应力和应变速率0.1/s下的均匀伸长率优异的材料作为结构构件是合适的。具体而言，期望应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积变为450MPa以上的冲击吸收能力和压制成型性中的任一者、或两者极其优异的材料。

专利文献1中公开了如下发明：大量添加Mn，不会在变形时引起加工诱发马氏体相变、由于奥氏体的孪晶变形而提高强度的奥氏体系不锈钢。然而，该发明的奥氏体系不锈钢中，完全不引起加工诱发马氏体相变，因此存在所得强度和伸长率的均衡性不充分的情况。具体而言，专利文献1中，作为实施例，记载了动态拉伸试验中的10％流动应力和静态拉伸试验中的断裂伸长率，二者之积均停留在小于400MPa。

专利文献2中公开了低Ni型的汽车结构构件用奥氏体系不锈钢的发明。然而，该发明的奥氏体系不锈钢的晶体粒径粗大至数10μm，因此，作为汽车结构构件进行成型时，大多在弯曲加工部的表面产生龟裂，作为结构构件的特性是不充分的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-30128号公报

专利文献2：日本特开2010-196103号公报

发明内容

发明要解决的问题

为了实现结构构件进一步的轻量化、设计自由度的提高，目前对原材料也要求高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性提高。因此，即使为由专利文献1、2所公开的奥氏体系不锈钢，有时也无法充分满足最新的制品所要求的性能。

用于解决问题的方案

本发明人等在兼顾一般作为相反的特性的高强度和高韧性的情况下，研究了钢的各种高强度化的手法，结果发现：通过在各种高强度化的手法中，有效运用(a)基于固溶C、固溶N的强化、(b)基于变形时的相变诱发塑性(TRIP效果)的强化和(c)基于晶粒微细化的强化，从而可以兼顾高应变速率下的高强度和低应变速率下的高韧性，从而完成了本发明。本发明如以下所述。

[1]

一种奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，C：0.02～0.30％、Cr：10.0～25.0％、Ni：3.5～10.0％、Si：0～3.0％、Mn：0.5％～5.0％、N：0.10～0.40％、Mo：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％、V：0～1.0％，C+3×N：0.4％以上，余量由Fe和杂质组成，由下述(1)式规定的Md₃₀值为0℃以上且50℃以下，Cr碳化物和Cr氮化物的体积率为1％以下，并且母相的平均晶体粒径为10μm以下。

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

[2]

根据[1]所述的奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，含有Mo：0.4～3.0％、Cu：0.4～3.0％中的至少1种。

[3]

根据[1]或[2]所述的奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，含有选自由Ti：0.01～0.10％、Nb：0.02～0.50％、V：0.02～1.0％组成的组中的1种或2种以上。

[4]

根据[1]～[3]中的任一项所述的奥氏体系不锈钢板，其中，应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积为450MPa以上。

[5]

一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，对不锈钢原材料实施热轧，然后对所得热轧钢板以满足下述(2)式的退火温度T(℃)和退火时间t(sec)实施热轧板退火，所述不锈钢原材料以质量％计，C：0.02～0.30％、Cr：10.0～25.0％、Ni：3.5～10.0％、Si：0～3.0％、Mn：0.5％～5.0％、N：0.10～0.40％、Mo：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％、V：0～1.0％，C+3×N：0.4％以上，余量由Fe和杂质组成。

t×exp(-25007/(T+273))＞9.36991×10^-6···(2)

发明的效果

本发明的奥氏体系不锈钢板的应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积为450MPa以上，与现有钢相比可以大幅提高冲击吸收能力和压制成型性中的任一者或两者，可以实现高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性提高。

附图说明

图1为示出(2)式的图。

图2为示出利用EPMA射线分析的热轧退火板的分析结果的图，图2的(a)示出钢板3的分析结果，图2的(b)示出钢板43的分析结果，图2的(c)示出钢板44的分析结果。

具体实施方式

对本发明的奥氏体系不锈钢板的化学组成、金相组织和制造方法进行说明。需要说明的是，本说明书中，只要没有特别限定，则关于化学组成的“％”表示“质量％”。

1.化学组成

(C：0.02～0.30％)

C为固溶强化元素，大大有利于高应变速率下的高强度化。基于C的固溶强化为有效运用了短程障碍物(Short-rangeobstacles)的强化，强化的应变速率依赖性大。因此，与基于合金元素的固溶强化、基于位错的强化、基于析出物的其他强化相比，低应变速率下的韧性的劣化小，对于作为本发明的目的的高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性的兼顾是极有效的。因此，将C含量设为0.02％以上。但是，C含量为过量时，在制造过程中生成粗大的碳化物，强度和韧性的均衡性劣化，因此，将C含量设为0.30％以下。C含量优选为0.04％以上且0.30％以下、进一步优选为0.06％以上且0.30％以下。

(Cr：10.0～25.0％)

Cr为不锈钢的基本元素，通过含有10.0％以上，在钢材的表面形成钝化覆膜而发挥提高耐腐蚀性的作用。然而，Cr含量为过量时，在高温下生成δ铁素体，钢的热加工性明显劣化。因此，将Cr含量设为10.0％以上且25.0％以下。Cr含量优选为15％以上且20％以下。

(Ni：3.5～10.0％)

Ni为奥氏体系不锈钢的基本元素，为了稳定地得到室温下具有优异的强度和韧性的均衡性的奥氏体相而含有3.5％以上的Ni。然而，Ni含量过多时，奥氏体相过度稳定化，变形时的加工诱发马氏体相变被抑制，难以加工硬化，结果伸长率降低。因此，将Ni含量设为3.5％以上且10.0％以下。Ni含量优选为3.5％以上且8％以下。

(Mn：0.5～5.0％)

Mn可以作为熔炼时的脱氧材料使用。另外，Mn为奥氏体稳定化元素，且有提高C、N的固溶度极限、使大量的C、N固溶的效果，考虑与其他元素的均衡性而含有适量。然而，Mn含量为过量时，在制造过程中生成粗大的Mn化合物，粗大的Mn化合物成为破坏的起点，成型性劣化。根据以上的理由，将Mn含量设为0.5％以上且5.0％以下。Mn含量优选为1.0％以上且5.0％以下、进一步优选为1.5％以上且5.0％以下。

(N：0.10～0.40％)

N与C同样地为固溶强化元素，对高应变速率下的高强度化是有效的。固溶N与固溶C同样地与基于合金元素的固溶强化、基于位错的强化、基于析出物的强化相比，低应变速率下的韧性的劣化小，因此，对作为本发明的目的的高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性提高是极有效的。因此，将N含量设为0.10％以上。但是，N含量为过量时，在制造过程中生成粗大的氮化物，强度和韧性的均衡性劣化，因此将N含量设为0.40％以下。N含量优选为0.15％以上且0.30％以下、进一步优选为0.20％以上且0.25％以下。

(C+3×N：0.4％以上)

如上述那样，C、N为固溶强化元素，大大有利于高应变速率下的高强度化。基于C和N的固溶强化与基于合金元素的固溶强化、基于位错的强化、基于析出物的强化相比，低应变速率下的韧性的劣化小，因此，为了兼顾作为本发明的目的的高应变速率下的高强度化和低应变速率下的韧性，将C+3×N设为0.4％以上。

本发明的奥氏体系不锈钢可以根据需要进一步含有以下说明的任意添加元素。

(Si：0～3.0％)

Si为固溶强化元素，有利于钢的高强度化，且也可以作为熔炼时的脱氧材料使用。Si可以根据需要而含有。为了高强度化，期望含有0.1％以上。然而，Si含量为过量时，在制造过程中生成粗大的Si化合物，这些粗大的Si化合物导致热加工性和冷加工性的劣化。因此，Si含量为3.0％以下，期望为2.8％以下。

(Mo：0～3.0％或Cu：0～3.0％中的一者或两者)

Mo为对耐腐蚀性的提高有效的元素，可以根据需要而含有。然而，Mo含量过多时，引起韧性的降低，因此将Mo含量设为3.0％以下。Mo含量优选为2.5％以下，为了确实地得到耐腐蚀性提高效果，优选含有0.4％以上。

Cu对冷加工性、韧性的提高是有效的，可以根据需要而含有。然而，Cu含量过多时，诱发热脆性，因此将Cu含量设为3.0％以下。Cu含量优选为2.5％以下，为了确实地得到冷加工性、韧性的提高效果，优选含有0.4％以上。

(选自Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％和V：0～1.0％中的1种或2种以上)

Ti、Nb和V在制造过程中均以微细的碳化物或氮化物的形式析出，具有通过钉扎效应而抑制晶体的晶粒生长的效果，因此可以根据需要而含有。但是，这些元素的含量变得过量时，生成粗大的碳化物、氮化物，它们成为变形时的破坏起点，使成型性明显劣化。因此，将Ti含量设为0.10％以下、Nb含量设为0.50％以下、V含量设为1.0％以下。优选的是，Ti含量为0.05％以下、Nb含量为0.2％以下、V含量为0.5％以下。另外，为了确实地得到抑制晶体的晶粒生长的效果，优选含有0.01％以上的Ti、0.02％以上的Nb、0.02％以上的V。

除了上述以外的余量为Fe和杂质。作为杂质，可以举出：矿石、废料等原材料中所含的物质、制造工序中包含的物质。作为代表性的杂质，可以举出：P：0.05％以下、S：0.03％以下等。

(Md₃₀值为0℃以上且50℃以下)

Md₃₀值为表示奥氏体稳定度的指标，为施加30％的拉伸应变时、50％相变为马氏体的加工温度。Md₃₀值由下述(1)式规定。通过将Md₃₀值设为0℃以上且50℃以下，从而在变形时适当地生成加工诱发马氏体，体现TRIP效果，因此可以得到更优异的强度和韧性的均衡性。

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

2.金相组织

(奥氏体母相的晶体粒径：10μm以下)

可知晶粒的微细化为钢的韧性劣化小的强化法，即便对于本发明中作为对象的不锈钢也是有效的强化手法。另外，通过缩小晶体粒径，提高晶粒界面的密度，从而也有在变形时使集中于晶粒界面的应变分散、抑制裂纹的产生的效果。因此，将奥氏体母相的晶体粒径设为10μm以下。奥氏体母相的晶体粒径优选为7μm以下，进一步优选为6μm以下。

(Cr碳氮化物的体积率：1.0％以下)

如前述那样，通过增加C、N含量，提高高应变速率下的强度和低应变速率下的韧性的均衡性，这是由于，固溶C、N的情况下，对高强度化产生影响的应变速率依赖性大。因此，即使大量添加C、N，它们也以Cr碳化物、Cr氮化物的形式存在，因此无法获得该效果。此处，作为Cr碳化物，可以举出Cr₂₃C₆，作为Cr氮化物，可以举出Cr₂N、CrN。此处所谓Cr碳化物中包括固溶有微量的N的Cr₂₃(C，N)₆，Cr氮化物中包括固溶有微量的C的Cr₂(C，N)、Cr(C，N)。进而，存在如Cr碳化物、Cr氮化物那样地粗大的化合物时，Cr碳化物、Cr氮化物本身、或Cr碳化物、Cr氮化物与母相的界面容易变为裂纹的起点，使韧性明显劣化。因此，期望Cr碳化物、Cr氮化物少，具体而言，将Cr碳化物和Cr氮化物的体积率设为1.0％以下。

3.制造方法

本发明的特征在于，通过使大量的C、N固溶，得到优异的强度和韧性的均衡性。然而，例如专利文献2中公开的、1080℃、60秒左右的热轧板退火中，在热轧时析出或稠化了的C、N未充分地均匀化，它们的析出或稠化了的C、N即使经过后续的固溶化热处理、退火，有时也会残留，在固溶化热处理、退火后的冷却过程中，以残留有Cr碳化物、氮化物的析出物作为核而容易析出，无法形成固溶了大量C、N的状态。

本发明人等详细研究了退火温度T(℃)、退火时间t(sec)和C、N的扩散，结果判明：通过利用热轧板中的C、N进行150μm以上扩散那样的退火温度T和退火时间t来实施热轧板退火，从而使在热轧时析出或稠化了的C、N充分固溶、均匀化。

此处，扩散距离λ如(3)式那样，利用扩散系数D、时间t来整理。进而，奥氏体系不锈钢中的N的扩散系数D(m²/sec)根据文献(例如，钢的物性与氮气<鋼の物性と窒素>，第69页，AGNEGijutsuCenterInc.,)由(4)式所示。

$\mathrm{\&lambda;}=\sqrt{2Dt}\mathrm{...}\left(3\right)$

$D=0.0012\exp (-2.50073\&times;\frac{{10}^4}{T+273})\mathrm{...}\left(4\right)$

基于(3)式和(4)式，整理N进行150μm以上扩散的条件得到的是(2)式。另外，示出(2)式的图为图1。图1中的涂有灰色的部分(右上方部分)为满足(2)式的范围。奥氏体系不锈钢中的C的扩散系数与N基本相同，因此，如果进行满足(2)式的退火温度和退火时间的热轧板退火，则C也充分扩散、均匀化。

t×exp(-25007/(T+273))＞9.36992×10^-6···(2)

另外，在热轧板退火时，即使C、N扩散、均匀化，冷却速度慢时冷却中C、N有时也以Cr碳化物、Cr氮化物的形式析出。特别优选将冷却速度设为2.0℃/sec以上，直至Cr碳化物、Cr氮化物容易析出的700℃。即便在热轧板退火以后的溶体化处理、退火中，也优选温度以900℃以上进行保持，从保持温度至700℃的冷却速度设为2.0℃/sec以上。

实施例

熔炼表1所示的化学组成的17kg的不锈钢块。表1中，钢种A1～A25为化学组成、(C+3×N)量、Md₃₀值均满足本发明的范围的材料，钢种B1～B14为化学组成、(C+3×N)量、Md₃₀值中的至少1个在本发明的范围外的材料。表1中，“-”是指，不期望含有(含量小于期望的范围或为0)。

[表1]

对该不锈钢铸块进行切削加工形成厚度45mm的热轧用原材料。之后，实施热轧，形成厚度6.0mm的热轧钢板，然后对该热轧钢板分别以表2所示的退火温度和退火时间实施热轧板退火。钢板28、34、35、43、44为热轧板退火中的退火温度T(℃)、退火时间t(sec)不满足上述(2)式的例子。

之后，重复冷轧和退火各2～3次，得到厚度1.0mm的冷轧板。最后，以900～1000℃实施180秒的退火。

Cr碳氮化物的体积率V(％)、平均晶体粒径D(μm)、应变速率1000/s下的10％流动应力(10％FS)、应变速率0.1/s下的均匀伸长率(UEL)利用以下的手法测定。

(Cr碳氮化物的体积率)

将钢板进行化学研磨直至板厚变为3/4，然后将特性X射线作为Co-Kα射线、将2θ设为30-100(degree)的范围进行X衍射测定。使用检测出的衍射峰，算出Cr碳化物和Cr氮化物的体积率V。母相的X射线衍射峰使用来自奥氏体相的(111)面、(200)面、(220)面、和来自母相的马氏体相的(110)面、(200)面、(211)面的衍射峰。作为碳化物的X射线衍射峰，使用来自Cr₂₃C₆的(420)面、(422)面、(440)面的衍射峰，作为氮化物的X射线衍射峰，使用来自Cr₂N的(110)面、(002)面、(111)面和CrN的(111)面、(220)面、(311)面的衍射峰。

即使为来自相同相的峰，根据面不同X射线的反射率也不同。因此，各峰的积分强度通过除以JCPDS卡片的各峰的相对强度进行标准化。

另外，各相的构成元素不同时，这些构成元素的原子散射因素(atomicscatteringfactor)不同，因此X射线的反射率不同。然而，根据关于X射线衍射测定的代表性的文献即“B.D.Cullity:ElementsofX-rayDiffraction,2nded.,Addison-Wesley,Massachussets,(1978)”，本发明中作为对象的不锈钢的母相、以及碳化物、氮化物的主要元素即Fe、Cr、Ni、Mn的原子散射因素的差小，因此，在此次的实施例的范围内，可以无视各相的构成元素的差对反射率造成的影响。

根据以上，Cr碳化物和Cr氮化物的体积率V由下述(5)式所示。V_C、V_N、V_γ、V_α’分别为Cr碳化物、Cr氮化物、奥氏体相、马氏体相的各面的峰的积分强度除以JCPDS卡片的相对强度后、对该值求和所得的值。

V＝(V_C+V_S)/(V_C+V_N+V_γ+V_α′)···(5)

一例示于(6)式。此处，I_γ(hkl)为来自X射线衍射测定中得到的γ(hkl)面的峰的积分强度，RI_γ(hkl)为JCPDS卡片的RI_γ(hkl)的相对强度。

V_γ＝I_γ(111)/RI_γ(111)+I_γ(200)/RI_γ(200)+I_γ(220)/RI_γ(220)···(6)

(晶体粒径)

研磨钢板的轧制方向平行截面，进行硝酸电解腐蚀，然后用扫描型显微镜拍摄金相组织。将由所拍摄的照片得到的公称粒径作为母相的平均晶体粒径。

(应变速率1000/s下的10％流动应力，应变速率0.1/s下的均匀伸长率)

在应变速率1000/s和0.1/s下进行拉伸试验。对于各钢板，各进行3次拉伸试验，将它们的平均值作为特性值。此处，作为碰撞相应的高应变速率的强度，利用应变速率1000/s下的10％流动应力，并且作为压制相应的低应变速率下的韧性，测定应变速率0.1/s下的均匀伸长率。将这些10％流动应力与均匀伸长率之积作为强度和韧性的均衡性的指标。

表2中归纳示出这些钢板的Cr碳化物和Cr氮化物的体积率V(％)、平均晶体粒径D(μm)、应变速率1000/s下的拉伸试验中的10％流动应力、应变速率0.1/s下的拉伸试验中的均匀伸长率以及二者之积。

[表2]

表2中的钢板1～26为本发明例的钢板。钢板1～26中的Mo含量：0.3％、Cu含量：0.3％、Ti、Nb、V含量：0.001％均为作为杂质的含量。

钢板1～26均具有优异的强度和韧性的均衡性。具体而言，为应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积超过450MPa的钢。

另一方面，钢板27～44为比较钢，为强度和韧性的均衡性差的钢。

钢板27、28的C含量在本发明的范围外，因此强度和韧性的均衡性差。

钢板29、30的N含量在本发明的范围外，特别是钢板29的(C+3×N)量也少于本发明的范围，因此强度和韧性的均衡性差。

钢板31、32的(C+3×N)量少于本发明的范围，特别是钢板31的C含量和N含量均在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板33、34的Cr含量和Md₃₀值在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板35的Ni含量和Md₃₀值在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板36的Ni含量和Md₃₀值在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板37的Si含量和Mn含量在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板38的Si含量、Mn含量和Ti含量在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板39的Mo含量和Nb含量在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板40的Cu含量和V含量在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。

钢板41、42均具有满足本发明的范围的化学组成、(C+3×N)量和Md₃₀值，但是晶体粒径在本发明的范围外，因此，强度和韧性的均衡性差。通过比较由钢种A1制作的钢板1、41、42，可知，通过将晶体粒径设为10μm以下，可以得到优异的强度和韧性的均衡性。

进而，钢板43、44均具有满足本发明的范围的化学组成、(C+3×N)量和Md₃₀值，但是冷延退火材料的Cr碳化物和Cr氮化物的总体积率超过1％，强度和韧性的均衡性差。通过比较由钢种A3制作的钢板3、4、43、44，可知，通过将Cr碳化物和Cr氮化物的总体积率设为1％以下，可以得到优异的强度和韧性的均衡性。

图2为示出利用EPMA射线分析的热轧退火板的分析结果的图，图2的(a)示出钢板3的分析结果，图2的(b)示出钢板43的分析结果，图2的(c)示出钢板44的分析结果。

钢板43、44为满足本发明的范围的化学组成，但热轧后的热轧板退火的退火温度和退火时间不满足(2)式，由图2的(a)～图2的(c)的热轧退火板的EPMA分析结果可知，在热轧板退火后存在C、N稠化了的区域。它们残留直至最终退火后，以大量的Cr的碳化物、氮化物的形式存在。

Claims (5)

1.一种奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，C：0.02～0.30％、Cr：10.0～25.0％、Ni：3.5～10.0％、Si：0～3.0％、Mn：0.5％～5.0％、N：0.10～0.40％、Mo：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％、V：0～1.0％，C+3×N：0.4％以上，余量由Fe和杂质组成，由下述(1)式规定的Md₃₀值为0℃以上且50℃以下，Cr碳化物和Cr氮化物的体积率为1％以下，并且母相的平均晶体粒径为10μm以下，

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

2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，含有Si：0.1～3.0％、Mo：0.4～3.0％、Cu：0.4～3.0％中的至少1种。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的奥氏体系不锈钢板，其中，以质量％计，含有选自由Ti：0.01～0.10％、Nb：0.02～0.50％、V：0.02～1.0％组成的组中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中的任一项所述的奥氏体系不锈钢板，其中，应变速率1000/s下的10％流动应力与应变速率0.1/s下的均匀伸长率之积为450MPa以上。

5.一种奥氏体系不锈钢板的制造方法，对不锈钢原材料实施热轧，然后对所得热轧钢板以满足下述(2)式的退火温度T(℃)和退火时间t(sec)实施热轧板退火，所述不锈钢原材料以质量％计，C：0.02～0.30％、Cr：10.0～25.0％、Ni：3.5～10.0％、Si：0～3.0％、Mn：0.5％～5.0％、N：0.10～0.40％、Mo：0～3.0％、Cu：0～3.0％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.50％、V：0～1.0％，C+3×N：0.4％以上，余量由Fe和杂质组成，

t×exp(-25007/(T+273))＞9.36992×10^-6···(2)。