CN107075651B - 奥氏体系不锈钢钢板 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种奥氏体系不锈钢钢板，其具有如下化学组成：含有C：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、Cr：15.0～20.0％、Ni：6.0～9.0％、N：0.03～0.15％，余量为Fe以及不可避免的杂质，并且由497‑462(C+N)‑9.2(Si)‑8.1(Mn)‑13.7(Cr)‑20(Ni+Cu)‑18.7(Mo)计算出的Md30值为30～50℃，所述奥氏体系不锈钢钢板具有如下金相组织：加工诱发马氏体量的平均值以体积率计为5.0％以下，奥氏体粒径的平均值为5.0μm以下，板表面以及板中心各自的γ(220)相的X射线衍射半值宽度均为0.50°以上，并且它们的差为0.10°以下。该钢板例如作为激光金属遮蔽用途是适宜的。

Description

奥氏体系不锈钢钢板

技术领域

本发明涉及奥氏体系不锈钢钢板。

背景技术

在精密加工、特别是光蚀刻加工、进而在之后利用扩散接合等施加热的加工中使用奥氏体系不锈钢钢板。光蚀刻加工为如下方法：在作为原材料的金属板的表面形成基于光致抗蚀剂法的图案之后，通过基于喷射、浸渍的蚀刻而使金属板熔融，将金属板加工成与光致抗蚀剂图案大致相同的形状的方法。此外，激光加工为基于CAD数据等，用激光使金属板的表面熔融，而形成孔、规定的图案的加工方法。

如此加工而成的金属板在金属遮蔽等中使用，因此对金属板的原材料要求具有优异的平坦性、硬度高，特别是在光蚀刻加工的情况下，提出为了抑制污物是低碳含量、蚀刻面是平滑的、进而在半蚀刻处理后翘曲也小的要求。

此外，在最近，将实施了光蚀刻加工、激光加工的不锈钢钢板层叠，在700℃程度以上进行扩散接合处理，制造热交换器、复杂的流路部件的情况也增加。对于这样的用途，在上述的各特性的基础上，也要求接合性是良好的、加热后的体积变化、收缩小。

例如，专利文献1中公开了利用表面光轧来调整不锈钢钢箔的硬度，之后，边赋予张力边进行热处理的方法(张力退火法)，从而实现光蚀刻加工用材料的平坦化和应力松弛的方法。

专利文献2中公开了如下方法：利用表面光轧来调整奥氏体系不锈钢钢带的硬度，之后，进行基于张力平整机的矫正，之后，赋予相当于0.2％耐力的0.7～1.0倍的张力，进而，在700～800℃下实施退火处理，从而制造蚀刻后的平坦性优异的不锈钢钢板的方法。

通过由专利文献2公开的方法来制造的不锈钢钢板通过最终的在700～800℃下的退火处理，使由表面光轧、张力平整机矫正而附加到原材料上的加工应变消失，从而减少内部的残余应力，抑制半蚀刻后的翘曲。此外，该不锈钢钢板具有如下特征：在700～800℃下的退火时马氏体逆相变为奥氏体，因此，即使在之后的扩散接合时施加热，体积变化、热收缩也小。

进而，专利文献3中作为扩散接合性优异的不锈钢，公开了：具有箔厚方向的平均晶粒尺寸为0.001～5μm的微细的晶粒的Al含量为0.5～8％(本说明书中，涉及化学组成的“％”若没有特别限定，则意味着“质量％”)的铁素体系不锈钢钢箔。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公平4－69229号公报

专利文献2：日本专利第3573047号说明书

专利文献3：日本专利第3300225号说明书

发明内容

发明要解决的问题

由专利文献1所公开的方法中，在炉内能够赋予不锈钢钢箔张力的特殊的退火设备是必要的，或者为了进行充分的应力松弛而需要在400℃左右的低温并且低速下进行通板，因此存在生产率降低、光蚀刻加工用材料的制造成本上升的问题。

此外，在通过由专利文献1公开的方法而制造的不锈钢钢箔之中，虽然满足光蚀刻时的必要特性，但还存在光蚀刻后的扩散接合时等的体积变化、热收缩大的问题。该问题在通过激光加工而施加热时也是同样的。根据本发明人等的研究结果，认为该问题的原因是因为由表面光轧而生成的加工诱发马氏体在张力退火后仍残存，因此在之后的扩散接合时施加热时，马氏体逆相变为奥氏体。

对于通过由专利文献2公开的方法而制造的不锈钢钢板，存在由于加工应变的消失而使在低碳含量材料中未得到足够的硬度的问题。

进而，认为由专利文献3公开的发明以铁素体系不锈钢为对象，但即便在奥氏体系不锈钢中，存在通过使晶粒微细从而使扩散接合性提高的可能性。

本发明的目的在于提供可以兼具在由专利文献1、2公开的发明中未得到的、以下列举的2个特性：光蚀刻时、激光加工时的必要特性(特性I)以及在通过扩散接合、激光加工等而施加热的用途中所使用时的必要特性(特性II)，例如适于激光金属遮蔽用途等的供于精密加工的材料的奥氏体系不锈钢钢板以及其制造方法。

(特性I)作为光蚀刻时、激光加工时的必要特性，原材料是平坦的；具有高硬度；进而为了抑制光蚀刻时的污物是低碳含量的；即便在半蚀刻处理后翘曲也小；蚀刻面、激光加工面是平滑的。

(特性II)作为由扩散接合、激光加工等施加热的用途中所使用时的必要特性，由加热所导致的体积变化、收缩小。

用于解决问题的方案

图1的(a)～图1的(c)为示意性地示出板内部以及板表面的加工应变的分布的说明图。

如图1的(a)所示，以往的基于表面光轧、张力平整机的矫正后的板加工应变分布成为在板表面变大并且在板内部变小的分布。在该状态下，进行半蚀刻时，在板表面的附近的压缩应力释放，半蚀刻面产生凸起的翘曲。

对此，如由专利文献2公开的那样，进行在700～800℃自30秒钟至10分钟左右的退火(SR处理：应力消除(stress relief)的省略，以残留应力除去为主要目的的热处理)，从而如图1的(b)所示，可以使包含板表面以及板内部的板整体的加工应变消失，由此，可靠地抑制半蚀刻后的翘曲的产生。然而如上所述，加工应变消失，因此板的硬度降低，有时不能满足作为蚀刻材料近年来所要求的特性。

本发明人等为了解决这些问题而反复深入研究，结果，发现如图1的(c)所示，使一定的加工应变在板厚方向上均匀地残存，而并不是通过SR处理使板整体的加工应变消失，由此抑制半蚀刻后的翘曲产生的同时，可以满足作为蚀刻材料所要求的硬度。

然而，仅单纯地使以往的SR处理低温化，由表面光轧以及张力平整机矫正而生成的加工诱发马氏体(α’)残存，扩散接合时的体积变化变大。此外，仅单纯地使SR处理短时间化，虽然加工诱发马氏体(α’)消失但加工应变未消失，半蚀刻后的翘曲变大。

图2的(a)～图2的(c)为示出各种SR处理条件的说明图。

因此，本发明人等进一步重复研究，结果发现为了如图1的(c)所示的在板厚方向具有均匀的加工应变并且降低加工诱发马氏体量，并不是如图2的(a)中所示的以往的SR处理条件那样同时进行通过高温并且长时间的热处理而使加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变、以及加工应变的消失，而是在表面光轧以及基于张力平整机的矫正后，如图2的(b)、图2的(c)所示，采用具备如下热处理X工序和热处理Y工序的SR处理条件是有效的：热处理X工序，通过实施以板厚表面的温度计、以升温速度10℃/秒以上加热至700～800℃，并在该温度区域保持10秒钟以下，然后以在板表面的冷却速度10℃/秒以上进行冷却的热处理，从而进行加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变；和，热处理Y工序，通过实施在600℃以上且不足700℃的温度区域保持10秒以上的热处理，从而进行加工应变的调整。

需要说明的是，热处理X工序以及热处理Y工序的顺序没有限制，可以在进行热处理X工序之后，进行热处理Y工序、或在进行热处理Y工序之后进行热处理X工序。任意情况下均可以满足本发明中所要求的特性。此外，即便接着热处理X工序连续地进行热处理Y工序，即便接着热处理Y工序连续地进行热处理X工序，均可以满足本发明中所要求的特性。

对于本发明作为对象的化学组成而言，由冷轧或进而由张力平整(tensionleveling)生成的加工诱发马氏体由于以剪切型(无扩散)地逆相变为奥氏体，因此在上述那样短的保持时间下也会消失。

由本发明而提供的奥氏体系不锈钢钢板由于如此减少了加工诱发马氏体(α’)，因此扩散接合的加热时的加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变所导致的体积变化等得以抑制。此外，通过激光加工等而施加热的情况也同样地，在加工面的加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变所引起的形状变化得以抑制。

另一方面，加工应变在以短时间进行700℃以上的SR处理的情况下，其几乎全部残存，因此无法如图1的(c)所示使一定的加工应变在板厚方向上均匀地残存。然而，在更低温的区域进行恰当时间的SR处理，从而在加工应变多的表面附近的扩散优先进行，可以实现如图1的(c)所示使一定的加工应变在板厚方向上均匀地残存。

需要说明的是，为了定量地评价加工应变，可以活用由X射线衍射测定得到的峰的半值宽度。应变量多时，晶格间距离自原本的长度伸缩，其行为在由X射线衍射测定得到的峰的半值宽度中体现。即，应变量越多，晶格间距离与原本的长度相比长的情况或短的情况越增加，因此峰的半值宽度变大。

本发明如以下所列举的那样。

一种奥氏体系不锈钢钢板，其具有如下化学组成：

以质量％计，

C：0.03％以下、

Si：1.0％以下、

Mn：1.5％以下、

Cr：15.0～20.0％、

Ni：6.0～9.0％、

N：0.03～0.15％、

Nb：0～0.50％、

V：0～0.50％、

Ti：0～0.20％、

Cu：0～1.5％、

Mo：0～2.0％，

余量为Fe以及不可避免的杂质，

由下述(1)式计算的Md30值为30.0～50.0℃，

Md30值(℃)＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.7(Mo)·····(1)

其中，(1)式中的元素标记表示各元素的含量，

所述奥氏体系不锈钢钢板具有如下金相组织：

加工诱发马氏体量的平均值以体积率计为5.0％以下，

奥氏体粒径的平均值为5.0μm以下，

板表面以及板中心各自的γ(220)相的X射线衍射半值宽度为0.50°以上，并且它们的差为0.10°以下。

需要说明的是，例如，对奥氏体系不锈钢冷轧钢带进行30％以上的压下率的表面光轧而调整硬度，之后，根据需要，进行基于张力平整机的矫正，然后，进行具备下述的热处理X以及热处理Y的热处理，从而可以制造本发明所述的奥氏体系不锈钢钢板。

热处理X：以在板表面的升温速度10℃/秒以上加热至700～800℃，在该温度区域保持10秒钟以下，然后以在板表面的冷却速度10℃/秒以上进行冷却的热处理，

热处理Y：在600℃以上且不足700℃的温度区域保持10秒以上的热处理。

发明的效果

通过本发明，可以得到兼具光蚀刻、激光加工时的必要特性(原材料是平坦的；具有高硬度；为了抑制光蚀刻时的污物是低碳含量的；在半蚀刻处理后翘曲也小；蚀刻面、激光加工面是平滑的)，以及在由扩散接合、激光加工等施加热的用途中所使用时的必要特性(由加热所导致的体积变化、收缩小)的奥氏体系不锈钢钢板。本发明的奥氏体系不锈钢钢板例如适于用于激光金属遮蔽用途等的精密加工的材料。

附图说明

图1的(a)～图1的(c)为示意性地示出板内部以及板表面的加工应变的分布的说明图。

图2的(a)～图2的(c)为示出各种SR处理条件的说明图。

具体实施方式

说明用于实施本发明的方式。

1.本发明中所述的奥氏体系不锈钢钢板

本发明以准稳定奥氏体系不锈钢为对象，从蚀刻面的平滑性等的观点出发，期望平均晶粒径小、以及在蚀刻时不出现污物，化学组成如以下那样规定。

(1－1)化学组成

[C：0.03％以下]

C含量超过0.03％时，在制造时以粗大的Cr碳化物的方式在晶界析出，在蚀刻时成为污物产生的原因，因此C含量越少越好。然而，C为可以廉价地提高钢板的强度的元素，因此在没有污物的坏影响的0.03％以下的范围含有即可。因此，C含量设为0.03％以下。在严格要求蚀刻后的平滑性的用途中，期望将C含量设为0.02％以下。C含量优选设为0.012％以下。

[Si：1.0％以下]

Si作为熔炼时的脱氧材料而使用，也有助于钢的强化。然而，Si含量超过1.0％时，使蚀刻速度降低。因此，Si含量设为1.0％以下。期望为0.8％以下，更期望为0.6％以下。Si含量进一步期望为0.3％以下。

[Mn：1.5％以下]

Mn有助于热加工时的脆性断裂的防止和钢的强化。然而，Mn为强力的奥氏体生成元素，因此Mn含量超过1.5％时，在冷轧时生成的加工诱发马氏体变少，在之后的退火中不能得到微细晶粒。因此，Mn含量设为1.5％以下。期望为1.2％以下。

[Cr：15.0～20.0％]

Cr为不锈钢的基本元素，含有15.0％以上，从而在钢材表面形成金属氧化物层，实现提高耐腐蚀性的作用。然而，Cr为强力的铁素体稳定化元素，因此Cr含量超过20.0％时，生成铁素体，该铁素体使原材料的热加工性劣化。因此，Cr含量设为15.0％以上且20.0％以下。

[Ni：6.0～9.0％]

Ni为奥氏体生成元素，为用于在室温下稳定地得到奥氏体相的元素。因此，Ni含量的下限设为6.0％。优选下限为6.1％。然而，Ni含量超过9.0％时，使奥氏体相过度稳定化，抑制冷轧时的加工诱发马氏体相变。进而，Ni为昂贵的元素，Ni含量的增大导致成本的大幅上升。因此，Ni含量的上限设为9.0％。优选上限为8.9％。

[N：0.03～0.15％]

N与C同样地为固溶强化元素，有助于钢的强度提高。此外，N与Nb结合以微细的Nb化合物的形式在退火时析出，具有抑制晶粒生长的效果。因此，N含量设为0.03％以上。然而，N含量超过0.15％时，在钢板的制造过程中大量生成粗大的氮化物，这些粗大的氮化物成为断裂起点，使热加工性显著地劣化，使制造困难。因此，N含量设为0.15％以下。优选上限为0.13％。

[通过上述(1)式而求出的Md30值：30.0℃以上且50.0℃以下]

本发明作为对象的准稳定奥氏体系不锈钢通过活用冷轧时的奥氏体加工诱发马氏体(马氏体)相变、和之后的热处理的加工诱发马氏体奥氏体逆相变，从而得到微细晶粒。Md30值不足30.0℃，奥氏体稳定度高，在冷轧时难以生成足够的加工诱发马氏体。另一方面，Md30值超过50.0℃时，奥氏体稳定度低，因此冷轧的负载变大。因此，Md30值设为30.0℃以上且50.0℃以下。优选下限为36.0℃、优选上限为48.0℃。

[Nb：0～0.50％]

[V：0～0.50％]

[Ti：0～0.20％]

Nb、V、Ti是生成微细的碳化物或者氮化物、通过钉轧效果抑制晶体的粒生长、对原材料的晶粒的微细化有效的元素。晶粒的微细化有助于蚀刻面的平滑性提高等。因此，可以含有这些元素。然而，Nb、V、Ti的含量过多时，存在抑制重结晶，在退火后未重结晶部大量残存的坏影响。此外，这些元素的大量添加直接关系到原材料的成本上升。因此，对于含有这些元素情况的上限值，Nb、V设为0.50％、Ti设为0.20％。对于这些元素的含量的优选下限，Nb为0.001％、V为0.001％、Ti为0.001％。

[Mo：0～2.0％]

Mo为了提高材料的耐腐蚀性，可以适宜添加。然而，Mo含量超过2.0％时，阻碍蚀刻，带来成本的上升。因此，含有Mo时，其含量设为2.0％以下。期望设为1.8％以下、更期望设为1.0％以下。Mo含量的优选下限为0.001％。

[Cu：0～1.5％]

Cu为奥氏体生成元素，为可以调整奥氏体相的稳定度的元素，因此可以适宜添加。然而，Cu含量超过1.5％时，在制造过程中在晶界偏析，该晶界偏析使热加工性显著劣化，制造变困难。因此，含有Cu时，其含量的上限值设为1.5％。期望为1.4％以下。Cu含量的优选下限为0.001％。

(1－2)金相组织

[加工诱发马氏体量的平均值：以体积率计5.0％以下]

加工诱发马氏体量多时，由扩散接合、激光加工等施加热时，相变为奥氏体相，这是成为体积变化的要因。因此，加工诱发马氏体量的平均值以体积率计设为5.0％以下。加工诱发马氏体量的平均值为由X射线衍射测定得到的峰的积分强度算出的(B.D.Cullity,Element Of X-Ray Diffraction.Addison-Wesley,1978)。对于加工诱发马氏体量的平均值，具体而言，由下述式(2)以及式(3)求出。其中，C_γ、C_α分别为奥氏体相、马氏体相的体积率，I_γ、I_α为源自奥氏体相、马氏体相的X射线衍射峰的积分强度，R_γ、R_α为由下述式(4)求出的系数。其中，v为晶胞的体积、F为结构因子、p为多重性因子、Θ为入射角、e^-2M为温度因子。

C_γ+C_α＝1·····(2)

I_γ/I_α＝R_γC_γ/R_αC_α·····(3)

R＝(1/v²)[F²p(1+cos²2Θ)/(sin²ΘcosΘ)](e^-2M)····(4)

[奥氏体粒径的平均值：5.0μm以下]

通过使奥氏体粒径的平均值小至5.0μm以下，从而使蚀刻面变平滑，进而提高扩散接合性。因此，本发明中，将奥氏体粒径的平均值的上限设为5.0μm。

奥氏体粒径的平均值如以下所示而算出。首先，用EBSD测定原材料的轧制方向垂直截面，将由取向差15°以上的边界围成的区域看作一个晶粒，从规定的面积中所含的晶粒的数目算出每1个晶粒的平均面积S，由平均面积S算出根据下述式(5)而求出的奥氏体粒径D。

D＝(2S/π)^0.5·····(5)

[板表面以及板中心各自所测定的奥氏体γ(220)相的X射线衍射半值宽度：均为0.50°以上，它们的差：0.10°以下]

如前所述，本发明的基本思想之一是控制板厚方向的应变量的分布。本发明中，为了维持原材料的硬度，板表面以及板中心各自的应变量需要为一定以上，以将其设为半值宽度0.5°以上来规定。

此外，为了抑制在半蚀刻加工等中的板的翘曲、变形，板表面以及板中心各自的应变量的差需要小，以将其设为板表面以及板中心各自的半值宽度的差为0.1°以下来规定。

X射线衍射测定中，特性X射线使用Co－Kα射线，使用γ(220)的半值宽度。板厚中心部的测定是在遮蔽单面、进行化学研磨直至板厚成为一半为止的研磨面上进行测定。

2.制造方法

(2－1)表面光轧以及张力平整机矫正

对于本发明中所述的奥氏体系不锈钢钢板，对具有上述的化学组成的奥氏体系不锈钢冷轧钢带进行以30％以上的压下率计的表面光轧而调整硬度。即、在最终退火后实施表面光轧，从而调整硬度。具体而言，为了确保规定为HV370的304－H规格左右以上的硬度，进行以30％以上的压下率计的表面光轧。

表面光轧后的奥氏体系不锈钢钢板有时成为波形状，因此为了确保板的平坦度，期望实施利用张力平整机进行的张力平整处理而矫正形状。

对于表面光轧以及张力平整机矫正，若为作为该种方法而公知惯用的手段即可，不限定于特定的手段。

(2－2)SR处理

以往的SR处理中，如图2的(a)所示，以700～800℃左右实施一定时间，从而如图1的(b)所示，使板整体的加工应变消失。

与之相对，对于本发明方法，通过实施具备下述的热处理X以及热处理Y的热处理，从而进行加工应变的调整。

热处理X：以在板表面的升温速度10℃/秒以上加热至700～800℃，在该温度区域保持10秒钟以下，然后，以在板表面的冷却速度10℃/秒以上进行冷却的热处理X，

热处理Y：在600℃以上且不足700℃的温度区域保持10秒以上的热处理。

本发明方法的热处理若为具备热处理X以及热处理Y的热处理即可，例如，如图2的(b)或图2的(c)所示，可以为进行热处理X之后，进行热处理Y的热处理、或也可以为在进行热处理Y之后进行热处理X的热处理。由此，如图1的(c)所示，可以使一定的加工应变在板厚方向上均匀地残存，抑制半蚀刻后的翘曲的产生并且可以满足作为蚀刻材所要求的硬度。

热处理X中，其升温速度不足10℃/秒的情况、热处理温度超过800℃的情况、热处理时间超过10秒的情况、或冷却速度不足10℃/秒的情况下，不仅向奥氏体的逆相变过度，而且加工应变也过度松弛，难以得到需要的强度。另一方面，其热处理温度低至不足700℃的情况下，向奥氏体的逆相变变得不充分。因此，以在板表面的升温速度10℃/秒以上加热至700～800℃，在该温度区域保持10秒钟以下，然后以在板表面的冷却速度10℃/秒以上进行冷却。升温速度依赖于使用的设备性能，从均匀地加热、抑制基于热应变的形状不良的观点出发，期望为50℃/秒以下。冷却速度期望为20℃/秒以下。对于热处理Y，从仅使钢板表面附近的加工应变消失的观点出发，在600℃以上且不足700℃的温度区域保持10秒钟以上。热处理时间期望设为180秒钟以下。

此外，如图2的(b)所示，在热处理X的冷却时，可以连续地移动到热处理Y，或者如图2的(c)所示，可以通过热处理X中的冷却，冷却至低于热处理Y的温度的温度(例如常温)，之后进行再加热、进行热处理Y。

通过以上的制造方法，可以制造上述的本发明所述的奥氏体系不锈钢钢板。

实施例

表1中示出本实施例中使用的钢种A～K的化学组成。钢种A～H满足本发明中规定的化学组成、钢种I、J、K不满足本发明中规定的化学组成。

[表1]

表1

*意味着在本发明中规定的范围外

熔炼具有钢种A～K的化学组成的小型铸锭，依次进行切削加工、热轧、退火以及脱氧化皮之后，重复3次冷轧以及退火，从而制成板厚0.2mm的不锈钢钢板。此时的各不锈钢钢板的平均晶粒径除钢种I、J以外均为约2μm。不满足本发明中规定的化学组成的钢种I、J在上述工序不能得到微细晶粒组织。

之后，以表2中示出的表面光轧率进行表面光轧，然后实施张力平整机矫正，进一步以表2中示出的条件实施SR处理。然后，使用上述的测定法进行完成了SR处理的不锈钢钢板的加工诱发马氏体(α’)量测定、奥氏体粒径的平均值、X射线衍射测定以及截面硬度测定。

进而，测定半蚀刻后的蚀刻面的平均粗糙度、翘曲、以及加热试验后的变形率。

具体而言，半蚀刻面的粗糙度是遮蔽10mm×l00mm的矩形状试验片的单面之后，用氯化铁溶液从单面使其化学溶解至板厚成为一半为止，然后，用接触式粗糙度计进行测定的算数平均粗糙度。测定方向为轧制方向垂直方向，测定长度设为4mm，取进行5次测定的算数平均粗糙度的平均。半蚀刻后的翘曲测定之后的长度方向的曲率。进而，对于加热试验后的变形率，在事前通过光蚀刻、开直径10mm的孔，然后以1000℃加热5分钟，从加热前后的孔的尺寸的比而算出。

对于层叠接合性，将不锈钢钢板制成直径8mm的圆盘状试验片并重叠，之后边施加60MPa的载荷，边在750℃下保持30秒钟，保持后，将2张试验片接合的情况设为○、将未接合的情况设为×。

需要说明的是，表2中，热处理Y的保持温度意味着到达温度，此外，保持时间意味着钢板在600℃以上且不足700℃的温度区域进行热处理的时间。

在表2中总结示出试验结果。

[表2]

表2中的钢板1～11均为满足本发明的本发明例。另一方面，钢板12～25为不满足本发明的比较钢。

对于钢板1～11，截面硬度为392～415Hv、半蚀刻后的平均粗糙度0.13～0.18μm，曲率0.0005～0.0020mm^-1、加热试验后变形率0.015～0.02。钢板1～11可知兼具上述的特征I、II，例如，作为激光金属遮蔽用途是适宜的精密加工用奥氏体系不锈钢钢板。

与之相对，钢板12的C含量在本发明的范围外，因此奥氏体粒径的平均值为7μm，未成为微细晶粒，其结果，半蚀刻面的平滑性差，层叠接合性也不好。

钢板13的Md30值小于本发明的范围，因此奥氏体粒径的平均值为8μm，未成为微细晶粒，其结果，半蚀刻面的平滑性差，层叠接合性也不好。

钢板14的Md30值大于本发明的范围，因此加工诱发马氏体(α’)大量残存，加热试验后的变形大。

钢板15的表面光轧率低于本发明的范围的下限，因此板表面以及板中心各自的X射线半值宽度小，截面硬度也小。

钢板16进行了以以往通常的条件的SR处理，因此几乎加工应变未残存，因此X射线半值宽度小，截面硬度也小。

对于钢板17，使以往的通常的SR处理条件短时间化，因此虽然加工诱发马氏体(α’)量减少，但加工应变几乎未消失，板表面以及板中心各自的加工应变的差也几乎未变化，半蚀刻后的翘曲大。

对于钢板18，使以往通常的SR处理条件低温度化，因此加工诱发马氏体(α’)大量残存，加热试验后的变形大。

对于钢板19，为进行2阶段的SR处理的例子，但第一阶段的SR处理的升温速度低于本发明中规定的范围，因此加工应变大量消失，未得到足够的硬度。

对于钢板20，为进行2阶段的SR处理的例子，但第一阶段的SR处理的保持温度低于本发明中规定的范围，因此加工诱发马氏体(α’)大量残存。

对于钢板21，为进行2阶段的SR处理的例子，但第一阶段的SR处理的冷却速度低于本发明中规定的范围，因此加工应变大量消失，未得到足够的硬度。

对于钢板22，为进行2阶段的SR处理的例子，但第二阶段的SR处理温度高于本发明中规定的范围，因此加工应变大量消失，未得到足够的硬度。

对于钢板23，为进行2阶段的SR处理的例子，以用于实现加工应变的调整以及消失的第一阶段的热处理和进行加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变的第二阶段的热处理的顺序来实施。上述第二阶段的热处理的SR处理保持时间高于本发明中规定的范围，因此加工应变大量消失，未得到足够的硬度。

对于钢板24，为进行2阶段的SR处理的例子，以用于实现加工应变的调整以及消失的第一阶段的热处理和进行加工诱发马氏体向奥氏体的逆相变的第二阶段的热处理的顺序实施。上述第二阶段的热处理的SR处理温度低于本发明中规定的范围，因此加工诱发马氏体大量地残存，半蚀刻后的曲率、加热试验后的变形大。

进而，钢板25未实施SR处理其自身，因此大量的加工诱发马氏体(α’)残存，并且板表面以及板中心各自的X射线半值宽度变大，半蚀刻后的翘曲、加热试验后的变形率的任一者不好。

需要说明的是，本实施例中，以5种钢种A～H为例进行说明，但若为具有不超出本发明的范围的化学组成的准稳定奥氏体系不锈钢，则自不必说本发明也同样地适用。

Claims (3)

1.一种奥氏体系不锈钢钢板，其具有如下化学组成：

以质量％计，

C：0.03％以下、

Si：1.0％以下、

Mn：1.5％以下、

Cr：15.0～20.0％、

Ni：6.0～9.0％、

N：0.03～0.15％、

Nb：0～0.50％、

V：0～0.50％、

Ti：0～0.20％、

Cu：0～1.5％、

Mo：0～2.0％，

余量为Fe以及不可避免的杂质，

由下述(1)式计算的Md30值为30.0～50.0℃，

Md30值＝497-462(C+N)-9.2(Si)-8.1(Mn)-13.7(Cr)-20(Ni+Cu)-18.7(Mo)·····(1)

其中，(1)式中的元素标记表示各元素的含量，Md30值的单位为℃，

所述奥氏体系不锈钢钢板具有如下金相组织：

加工诱发马氏体量的平均值以体积率计为5.0％以下，

奥氏体粒径的平均值为5.0μm以下，

板表面以及板中心各自的γ(220)相的X射线衍射半值宽度为0.50°以上，并且它们的差为0.10°以下。

2.根据权利要求1所述的奥氏体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自Nb：0.001～0.50％、V：0.001～0.50％以及Ti：0.001～0.20％的一种以上。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的奥氏体系不锈钢钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有Cu：0.001～1.5％和/或Mo：0.001～2.0％。