JP5920555B1 - オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

質量％で、Ｃ＋Ｎ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１０〜１．５％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｎｉ：４．５〜１０．０％、Ｃｕ：０．１０〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜２．０％、Ｎｂ：０．０２〜０．５０％、残部がＦｅおよび不純物であり、平均結晶粒径が５．０μｍ以下、未再結晶部残存率が３．０％以下、結晶粒の平均スペクト比が１．２以下である、エッチング、レーザー加工などの精密加工に適したオーステナイト系ステンレス鋼板。

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法に関する。

オーステナイト系ステンレス鋼板はメタルマスクなど幅広く使用されている。例えば、メタルマスクはエッチング加工、レーザー加工などの精密加工により製造される。これらの精密加工は、素材の結晶粒径が微細で、整粒度を高めることによりエッチング面の平滑性が向上することが知られている。

例えば、特許文献１、２および３には、化学組成を調整し、最終冷間圧延後の焼鈍を５００〜８５０℃と通常より低い温度で実施することで、結晶粒成長を抑制させ、エッチング面の平滑性を確保したオーステナイト系ステンレス鋼板が提案されている。

特に、特許文献２、３で開示されている発明は、Ｎｂを添加し、Ｎｂの炭窒化物を析出させることで、最終焼鈍での結晶粒成長を抑制させている。

特開平２−１７３２１４号公報 特開２００３−００３２４４号公報 特開２００５−３２０５８７号公報

しかしながら、近年、精密加工にはこれまで以上に加工面の平滑性が要求され、特許文献１〜３に開示されている方法ではその要求を十分に満足できないことがある。特に、特許文献２および３では、Ｎｂを含有する鋼板において、最終冷間圧延で下部組織がラス状のマルテンサイトに変態させるためには、最終冷間圧延に供する鋼板中にＮｂを固溶させる必要がある。したがって、特許文献２では、最終冷間圧延の前工程である中間焼鈍の処理温度を１１００℃と高い温度に設定せざるを得なかったと考えられる。また、特許文献３では、調質圧延（最終冷間圧延）後の残留応力除去によりエッチング時の反りを抑制するため、５５０℃以上７００℃以下の温度域で応力除去焼鈍（最終焼鈍）を行っている。ここで、特許文献３では表２に記載のように硬さを高める点に着目している。このためにはオーステナイトへの逆変態を抑制してマルテンサイトを残存させる必要がある。したがって、特許文献３では最終焼鈍温度を低くせざるを得なかったと考えられる。

特許文献２および３に記載のようにＮｂを含有する材料の場合、Ｎｂがオーステナイト相中に固溶していると再結晶を遅らせるため、未再結晶部が残存することが多い。また、実際の製造においては、冷間圧延や焼鈍温度の操業上のばらつきにより、結晶粒が十分に微細化されず、未再結晶部が残存し、これらのステンレス鋼板を精密加工した際には、その平滑性がばらつくことがある。

本発明は、エッチング、レーザー加工などの精密加工に適したオーステナイト系ステンレス鋼板と、そのようなオーステナイト系ステンレス鋼板を工業的に安定して製造する方法を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。

（１）これまで、エッチング加工、レーザー加工などの精密加工後の表面を平滑にするには、未再結晶部のない、微細結晶粒が望ましいことが知られている。これらに加え、更に、結晶粒を微細な等軸粒とすることで、精密加工面の平滑性が更に向上する。

（２）また、結晶粒を微細な等軸粒とするためには、冷間圧延によりマルテンサイトを生成させて、これを逆変態させるのみでは不十分である。

（３）冷間圧延の初期に加工誘起マルテンサイトを生成させ、それをさらに圧下することでラス状からセル状にマルテンサイトの形態を変化させることができ、その結果、目標とする微細等軸粒組織を得ることができる。

（４）このためには、冷間圧延率を９０％以上とすること、化学組成によりγを不安定にすることが有効とも思われる。しかし、前者は工業的な側面から困難であり、後者はγが過度に不安定であると溶解または熱間圧延でδフェライトが生成し、熱延や冷延での割れを助長する。

（５）したがって、製造初期においては、γ安定度が高く、最終冷延ではα’変態させるという製造工程とすることによって、γ安定度を変えることが有効である。そのため、素材としてδフェライトの生成を防ぐため、最低限のγ安定度のものとし、最終冷延前に焼鈍（中間焼鈍）を行って、γ安定化元素であるＣ、Ｎを析出させる。これにより、その後の冷間圧延では、α’を生成しやすくなる。

（６）中間焼鈍でＮｂの一部をＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出させれば、ピン止め効果によって結晶粒成長を抑制することができ、また、最終焼鈍での固溶Ｎｂ量を低減させることができるため、未再結晶部残存率の低減にも有効である。

（７）中間焼鈍でＮｂの一部をＮｂ（Ｃ、Ｎ）として析出させれば、δフェライトが生成しない程度にまでγ安定度を下げることができる。このため、操業時の圧延率が想定よりも低くなったり、最終焼鈍温度がばらついたりしても、安定して微細な等軸粒組織をつくることができる。

（８）γ安定度を高めるため、材料の化学組成も詳細に検討した。その結果、Ｃｕはオーステナイト生成元素であるとともにオーステナイト相の安定度を調整可能な元素であり、さらに、Ｍｏが含有されている場合には、Ｍｏとの相乗効果で積層欠陥エネルギーを上昇させてオーステナイト母相中の歪の蓄積を抑制する機能も有する。これにより、過度な加工硬化が抑制されて、薄板製造時の負荷が大きく軽減される。加えて、エッチングやレーザー加工の前後にプレスや曲げ加工を施して使用される場合、過度な加工硬化の抑制により、これらの成形がしやすくなるという効果もある。

（９）以上のように、最終冷延前の焼鈍で通常よりも低い温度で焼鈍を行うことにより、Ｎｂ炭窒化物を析出させ、固溶Ｃおよび固溶Ｎ量を調整し、オーステナイト相の安定度を制御する。その後、冷間圧延を行うことにより、形成する加工誘起マルテンサイトを、従来のラス状α‘ではなく、セル状α’とする。これにより、最終焼鈍工程において初期の焼鈍で形成したＮｂ炭窒化物によるピン止め効果と併せて、細粒かつアスペクト比が低下した等軸粒を得ることができる。その結果、細粒で、等軸粒なオーステナイト系ステンレス鋼板が得られ、エッチング加工面の平滑性を向上させることができる。

本発明者らは、上記の知見に基づき、本発明を完成させた。本発明は、下記のオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法を要旨としている。

（１）質量％で、
Ｃ＋Ｎ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｎ：０．１０〜１．５％、
Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、
Ｎｉ：４．５〜１０．０％、
Ｃｕ：０．１０〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．５０％、
残部がＦｅおよび不純物であり、
平均結晶粒径が５．０μｍ以下、
未再結晶部残存率が３．０％以下、
結晶粒の平均スペクト比が１．２以下である、
オーステナイト系ステンレス鋼板。

（２）上記（１）のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
母材に熱間圧延、焼鈍、冷間圧延を行った後、
処理温度が１０００℃未満の中間焼鈍、総板厚減少率が５０％以上の最終冷間圧延、処理温度が７００℃を超え９５０℃以下の温度域で行う最終焼鈍を順に行う、
オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。

本発明によれば、細粒で、等軸粒なオーステナイト系ステンレス鋼板を得ることができる。このような、オーステナイト系ステンレス鋼板は、エッチング加工面の平滑性に優れているので、エッチング、レーザー加工などの精密加工に適している。本発明はまた、上記のオーステナイト鋼を工業的に安定して製造することができる。

図１は、従来の製造方法と本発明の製造方法との違いを表す図である。 図２は、結晶粒のアスペクト比を示す図である。

本発明を詳述する。なお、以下では、「質量％」を単に「％」と記載する。

１．オーステナイト系ステンレス鋼板
（１）化学組成
・Ｃ＋Ｎ：０．０３〜０．２０％
ＣおよびＮは、γ安定化元素であり、溶解時、熱間圧延時のδフェライトの生成を抑制するため、適量含有させる必要がある。さらに、ＣおよびＮは、Ｎｂと結合して微細なＮｂ化合物として中間焼鈍時、または、最終焼鈍時に析出し、結晶粒成長を抑制させる効果がある。加えて、熱延板の時点では固溶し、中間焼鈍時にＮｂ炭窒化物として析出することで、製造工程の途中で母材のγ安定度を調整することができる。したがって、ＣおよびＮは、合計で０．０３％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０５％以上である。一方、ＣおよびＮの合計含有量が多すぎると、中間焼鈍時にＮｂ化合物として析出させても、一部が固溶Ｃまたは固溶Ｎとして残存し、最終冷延時の母材のγ安定度が高い結果、最終冷延で十分なセル状マルテンサイトが生成しない。したがって、上限は０．２０％とする。好ましくは０．１６％以下である。また、ＣおよびＮの含有量は、各々０．０１〜０．１０％、０．０１〜０．１５％であることが好ましい。

・Ｓｉ：０．１〜１．５％
Ｓｉは、溶製時の脱酸材として使用され、鋼の強化にも寄与する。したがって、下限を０．１％とする。しかしながら、Ｓｉ含有量が過度に多くなると、エッチング速度を低下させる悪影響がある。よって、Ｓｉ含有量は、１．５％以下とする。好ましくは、０．８％以下とする。

・Ｍｎ：０．１０〜１．５％
Ｍｎは、熱間加工時の脆性破壊防止と鋼の強化に寄与する。したがって、下限を０．１０％とする。しかし、Ｍｎは、強力なγ生成元素であるため、含有量が過度に多くなると、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、その後の焼鈍で微細結晶粒を得ることができない。よって、Ｍｎ含有量は、１．５％以下とする。更に好ましくは、１．２％以下とする。

・Ｃｒ：１５．０〜２２．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本元素であり、鋼材表面に金属酸化物層を形成し、耐食性を高める作用をする不可欠な元素であり、１５．０％以上含有させる。しかしながら、Ｃｒは、強力なフェライト安定化元素であるため、含有量が多すぎると、溶製後に多量のδフェライトが残存する。このδフェライトは素材の熱間加工性を著しく劣化させる。よって、Ｃｒ含有量は、１５．０〜２２．０％とする。好ましい下限は、１５．０％、好ましい上限は１９．０％である。

・Ｎｉ：４．５〜１０．０％
Ｎｉは、γ生成元素であり、室温でγ相を安定して得るために不可欠な元素であり、下限値を４．５％とする。しかしながら、Ｎｉ含有量が多すぎると、γ相が安定化しすぎて、冷間圧延時の加工誘起マルテンサイト変態が抑制される。さらに、Ｎｉは高価な元素であり、含有量の増大は、コストの大幅な上昇を招く。よって、上限値は１０．０％とする。

・Ｃｕ：０．１０〜２．０％
Ｃｕは、γ生成元素であり、Ｎｉと同様にγ相の安定度を調整可能な元素である。また、素材を軟質化させる効果があるため、本発明のように高い大きな圧延率で冷間圧延を施す場合、圧延の負荷を低減させることができる。さらに、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を調整可能な元素である。Ｍｏが含有されている場合には、Ｍｏとの相乗効果で積層欠陥エネルギーを上昇させて、オーステナイト母相中の歪の蓄積を抑制し、過度な加工硬化が抑制されて、薄板製造時の負荷が大きく軽減される。加えて、エッチングやレーザー加工の前後にプレスや曲げ加工を施して使用される場合、過度な加工硬化の抑制により、これらの成形がしやすくなるという効果もある。従って、下限は０．１０％とする。一方、Ｃｕ含有量が過度に多くなると、製造過程で粒界に偏析する。この粒界偏析は、熱間加工性を顕著に劣化させ、製造が困難になる。よって、上限値は２．０％とする。好ましい下限は０．２％、好ましい上限は１．０％である。

・Ｍｏ：０．１〜２．０％
Ｍｏは、γ生成元素であり、Ｎｉと同様にγ相の安定度を調整可能な元素である。また、Ｍｏは、均質な酸化皮膜を形成させる元素であるため、エッチングむらを低減させる効果がある。さらに、Ｍｏは、Ｃｕとの相乗効果で、積層欠陥エネルギーを上昇させてオーステナイト母相中の歪の蓄積を抑制する元素であり、過度な加工硬化を抑制して、薄板製造時の負荷を大きく軽減させる。さらに、精密加工の前後にプレスや曲げなどの加工を施して使用される場合、過度な加工硬化の抑制により、これらの成形がしやすくなるという効果もある。したがって、下限を０．１％とする。しかしながら、Ｍｏ含有量が過度に多くなると、コストの上昇にもつながる。よって、Ｍｏ含有量は、２．０％以下とする。好ましくは１．０％以下とする。

・Ｎｂ：０．０２〜０．５０％
Ｎｂは、微細な炭化物または窒化物を生成し、ピン止め効果により結晶の粒成長を抑制する。また、中間焼鈍でＮｂの炭窒化物を析出させることで、母材中のＣ含有量、Ｎ含有量を低減させ、オーステナイト安定度をδフェライトが生成しない程度にまで下げる。その結果、中間焼鈍後の冷間圧延では、母相が早期にマルテンサイト変態し、その後セル状のマルテンサイトが多量に生成するようになる。また、Ｎｂは、結晶粒成長を抑制する効果がある一方、固溶状態で存在すると、焼鈍時の再結晶を遅延させ、焼鈍後に未再結晶部が残存する要因となる。これらの効果を考慮し、Ｎｂ含有量の下限値は０．０２％とする。しかしながら、固溶状態のＮｂの含有量が多くなりすぎると、焼鈍時の再結晶を遅延させ、未再結晶部が多量に残存する。未再結晶部が多量に残存すると、精密加工した製品の平滑性を低下させる要因となる。よって、上限値は０．５０％とする。好ましい下限は０．０４％、好ましい上限は０．２０％である。

・残部：Ｆｅおよび不純物
ステンレス鋼の製造では、リサイクル推進の観点から、スクラップ原料を使用することが多い。このため、ステンレス鋼には、種々の不純物元素が不可避的に混入する。不純物元素の含有量を一義的に定めることは困難である。したがって、本発明における不純物とは、本発明の作用効果を阻害しない量で含有される元素を意味する。このような不純物としては、たとえばＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下が挙げられる。

・その他
Ｍｄ_３０は、３０％のひずみを付与した際に金属組織全体の５０％がマルテンサイトとなる温度であり、加工誘起マルテンサイト変態の起こりやすさを表す指標の一つである。このため、Ｍｄ_３０は、３０〜５５℃の範囲であることが好ましい。この範囲であれば、加工誘起マルテンサイト変態を起こりやいからである。

ＳＦＥは、積層欠陥エネルギーを意味し、積層欠陥の形成しやすさを表す指標の一つである。ＳＦＥが低すぎる場合には、積層欠陥が形成されやすく、加工誘起マルテンサイト変態を十分に起こすことが難しくなる。このため、ＳＦＥは、３ｍＪ/ｃｍ^２以上とすることが好ましい。この範囲であれば、積層欠陥の形成を抑制しやすく、加工誘起マルテンサイト変態を充分に促進しやすいからである。ＳＦＥの好ましい上限は１００ｍＪ/ｃｍ^２である。

（２）オーステナイト系ステンレス鋼板の金属組織
・平均結晶粒径：５．０μｍ以下
平均結晶粒径が小さくなると、精密加工面の粗さが小さくなる。この効果は、特に平均結晶粒径を５．０μｍ以下とすると顕著に現れる。このため平均結晶粒径は、５．０μｍ以下とする。効果をより一層発揮するためには、３．０μｍ以下が望ましい。平均結晶粒径を小さくし過ぎると製造コストの上昇をもたらすため、その下限は０．３μｍとする。製造コストとのバランスを考慮すると、その下限は０．５μｍとすることが望ましい。平均結晶粒径とは求積法で算出した平均結晶粒面積と同じ面積を有する円の直径を表す。

・未再結晶部残存率：３．０％以下
未再結晶部が多く残存すると、ステンレス鋼板にエッチング加工を行う際、その部分だけが周辺の再結晶粒に対して優先的にエッチングされる結果、その平滑性が損なわれることがある。そのため、平滑性を損なわないような未再結晶残存率を３．０％以下とすることが好ましい。未再結晶粒残存率が低すぎる素材の製造は生産効率の低下をもたらすため、その下限は０．５％が望ましい。

・結晶粒の平均アスペクト比：１．２以下
結晶粒が微細な等軸粒であるほど精密加工面の粗さが小さい。そのため、結晶粒の平均アスペクト比（粒の長軸長さ／短軸長さ）を１．２以下とする。本発明における長軸長さとは、結晶粒を楕円近似した際の長軸長さを表す。また、本発明における短軸長さとは、結晶粒を大円近似した際の短軸長さを表す。たとえば、結晶粒が図２に示すような形状である場合、長い方の線分が長軸であり短い方の線分が短軸である。なお、平均アスペクト比は小さいほどよく、下限は１．０％とするのがよい。

２．オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
（１）熱間圧延、焼鈍、冷間圧延
本発明における熱間圧延に供する母材には、転炉や電気炉で前述の化学組成を有する溶鋼を溶解した後、鋳型に鋳込んで形成された鋳塊や、連続鋳造により得られたスラブを用いるのがよい。鋳塊を用いる場合には、切削加工等により熱間圧延が可能な形状に母材を加工するのがよい。スラブの場合には、連続鋳造によりスラブ（厚さ１２０〜２８０ｍｍ、幅７００〜１２００ｍｍ、長さ８〜１０ｍ程度）を製造するのがよい。この鋳塊やスラブを１１００〜１３００℃程度の温度域に加熱した後、熱間圧延して厚さ２〜１０ｍｍ程度の熱延鋼板とするのがよい。その後、１０００〜１２００℃で行う焼鈍処理と従来と同様の酸洗処理を施し、さらに圧延率が２０〜７０％の冷間圧延を行い０．２〜２．０ｍｍ程度の冷延鋼板とするのがよい。

（２）中間焼鈍
本発明では冷間圧延により得られた鋼板を１０００℃未満の温度域で中間焼鈍を行う。この中間焼鈍は、後述の最終冷間圧延の直前に行う焼鈍である。中間焼鈍では、Ｎｂの一部が固溶せずに炭窒化物として析出し、母材のオーステナイト安定度をδフェライトが生成されない程度にまで下げる効果を得ることができる。図１に示すように、中間焼鈍温度が１０５０℃を超える場合には、Ｎｂが鋼中に固溶し、最終冷延ではラス状のマルテンサイト変態となり、最終焼鈍で再結晶が遅れるために未再結晶部が残存することがある。また、未再結晶部が残存すると、精密加工した際にはその平滑性がばらつくことがある。したがって、本発明では中間焼鈍の処理温度を１０００℃未満の温度域で行う。

処理温度は、低いほど固溶Ｃおよび固溶Ｎを低下させ、ひいてはオーステナイト安定度を低下させるので、セル状マルテンサイトを形成するのに優位である。従って、好ましい処理温度は９８０℃以下であり、特に好ましいのは９５０℃以下である。一方、Ｎｂの炭窒化物を十分に析出させるとともに、鋼板の軟質化により次工程の冷間圧延の負荷を低減させるため、下限は７００℃が好ましく、８００℃がより好ましい。また、充分にＮｂ炭窒化物を析出させる、つまり、固溶Ｃおよび固溶Ｎを減少させることによって、母材のオーステナイト安定度をある程度下げるためには、焼鈍保持時間は５〜３００秒であることが望ましい。また、処理温度までの昇温速度、焼鈍後の冷却速度は特に限定されないが、粗大化し易いＣｒの炭窒化物の生成を抑制する観点から、各々１０〜３０℃／秒、１０〜２０℃／秒（保持温度から３００℃まで）であることが好ましい。中間焼鈍の雰囲気は特に限定されない。

Ｎｂの炭窒化物の生成は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察することで判別できる。最終冷間圧延でセル状に変態させるのに有効なＮｂの炭窒化物の析出量は、母材のγ安定度によっても異なるが、鋼板中のＮｂのうち、０．０１％程度のＮｂを析出させることで目標とする効果が得られる。

３．最終冷間圧延
中間焼鈍により得られた鋼板を総板厚減少率が５０％以上の最終冷間圧延を行う。最終冷間圧延は、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する工程の中で最後に行う冷間圧延である。本発明の目的を達成するためには、中間焼鈍後の冷間圧延で加工誘起マルテンサイトを生成させ、さらにマルテンサイトの形態をラス状からセル状に変化させる必要がある。そのためには、総板厚減少率で５０％以上の冷間圧延を実施する。総板厚減少率は６０％以上とすることがさらに望ましい。一方、総板厚減少率が大きすぎると品質低下につながるため、総板厚減少率は１００％以下とするのが好ましい。なお、セル状のマルテンサイトであることは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察することができる。この観察により筋状のラスの内部に比較的粒状のセル構造のマルテンサイトが生成していることがわかるため、セル状とラス状との区別は容易である。

４．最終焼鈍
最終冷間圧延により得られた鋼板を、更に７００℃を超え９５０℃以下の温度で最終焼鈍を行う。最終焼鈍は、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼板を製造する工程の中で最後に行う焼鈍である。調質圧延を行う場合には、調質圧延前までの工程において最後に行う焼鈍である。最終焼鈍では、前行程で生成したセル状マルテンサイトを微細で等軸なオーステナイト粒に逆変態させる。この時、最終焼鈍温度が低すぎると、十分な再結晶をせず、アスペクト比の大きな未再結晶粒が残存する。一方、最終焼鈍温度が高すぎると、結晶粒が粗大化する。したがって、最終焼鈍は７００℃を超え９５０℃以下とする。効果をより確実に発現させるためには、最終焼鈍の温度の下限は８００℃とするのが好ましく、上限は９３０℃とするのが好ましい。最終焼鈍の雰囲気は特に限定されない。

また、未再結晶粒の撲滅と結晶粒粗大化の抑制の観点から、焼鈍保持時間は５〜３００秒であることが望ましい。焼鈍温度までの昇温速度、焼鈍後の冷却速度は特に限定されないが、十分な再結晶により等軸なオーステナイト粒へ逆変態させるとともに結晶粒の粗大化を抑制する観点、およびエッチング性を阻害する粗大なＣｒ炭窒化物を抑制する観点から、昇温速度は１５〜５０℃／秒とするのが好ましく、冷却速度は１５〜４５℃／秒（保持温度から３００℃まで）であることが好ましい。

供試材の鋼の化学組成を表１に示した。鋼ＡからＧは、本発明の規定を満たす化学組成を有し、鋼ＨからＮは、本発明範囲外の比較例である。表１の化学組成を有する小型鋳塊を溶製し、切削加工し、厚さ４０ｍｍの熱間圧延用素材とした。その後、厚さ４ｍｍまで熱間圧延をし、１２００℃で熱延後焼鈍した後、厚さ２ｍｍまで冷間圧延を施した。その後、１１５０℃で焼鈍し、所定の板厚まで冷間圧延を施した。１１５０℃での焼鈍後に行った冷間圧延、つまり中間焼鈍前の冷間圧延の冷間圧延率は、表２に示す圧延率で最終冷間圧延をした際に、最終冷間圧延後の厚さが０．４ｍｍとなるように逆算した。

その後、表２に示す条件で中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍を実施し、厚さ０．４ｍｍの鋼板を得た。なお、中間焼鈍では、中間焼鈍温度まで１０〜３０℃／秒の昇温速度で昇温し、表２に記載の中間焼鈍温度で５〜３００秒間保持した後、１０〜２０℃／秒の降温速度（保持温度から３００℃まで）で降温した。また、最終焼鈍では、最終冷間圧延の後、最終焼鈍温度まで１５〜３０℃／秒の昇温速度で昇温し、表２に記載の最終焼鈍温度で５〜３００秒間保持した後、１５〜３０℃／秒の降温速度（保持温度から３００℃まで）で降温した。

得られた鋼板の圧延方向垂直断面のミクロ組織写真を走査型電子顕微鏡で撮影し、平均結晶粒径、結晶粒の平均アスペクト比および未再結晶部の残存率を算出した。平均結晶粒径、結晶粒の平均アスペクト比は、いずれも各鋼板５０個以上の粒の計測結果から算出した。未再結晶部の残存率は、撮影した写真に１００点以上の格子点を書き、その格子点が結晶粒か未再結晶部かを確認した後、全格子点の数と未再結晶部の格子点の数の比率から算出した。

また、精密加工性を評価するために、本実施例では加工面の平均粗さを調査した。平均粗さは、塩化第二鉄溶液で板厚が半分になるまでエッチングした後に、接触式粗さ計を用いて測定した。圧延方向垂直方向と圧延方向平行方向にそれぞれ４ｍｍずつの線粗さ（算術平均粗さ）を各方向３回ずつ測定し、６回の算術平均粗さの測定結果をさらに平均して代表値として評価した。平均粗さが０．１０μｍ以下をメタルマスクとして問題ないレベルと判断した。結果を表２に示す。

表２の鋼板１〜１２は、本発明例であり、精密加工面の平滑性に優れる。なお、最終冷間圧延終了後、最終焼鈍前の鋼板からサンプルを採取し、ＴＥＭにより組織観察を行ったところ、セル状のマルテンサイトに変態していることが確認できた。また、精密加工面の平滑性は、鋼板を塩化第二鉄溶液で板厚が半分になるまでエッチングした後に、接触式粗さ計を用いて測定したエッチング面の平均粗さを指標とした。

鋼板１３〜２５は、比較例であり、精密加工面の平滑性に劣る。以下、詳しく説明する。

鋼板１３は、中間焼鈍温度が高く、中間焼鈍でのＮｂ炭窒化物の析出がないため、その最終圧延で生成するマルテンサイトが主としてラス状であり、最終焼鈍後の平均粒径は比較的微細なものの、未再結晶部が多く残存し、結晶粒の平均アスペクト比も大きい。

鋼板１４は、最終冷間圧延率が不足しているため、生成するマルテンサイトが少なく、生成したマルテンサイトも主としてラス状であり、最終焼鈍後の結晶粒の平均アスペクト比が大きい。

鋼板１５は、最終焼鈍温度が高く、結晶粒が大きく成長しており、加工面の平滑性が悪い。

鋼板１６は、最終焼鈍温度が低いため、再結晶粒は小さいものの、未再結晶部が多量に残存しており、加工面の平均粗さが大きい。

鋼板１７は、中間焼鈍温度が高く、中間焼鈍でのＮｂ炭窒化物の析出がないため、その後の最終圧延で生成するマルテンサイトが主としてラス状であり、最終焼鈍後の平均粒径は、比較的微細であるものの、未再結晶部が多く残存し、結晶粒の平均アスペクト比も大きい。

鋼板１８は、中間焼鈍温度は本発明の規定を満たすが、最終焼鈍温度が低いため、最終冷間圧延で生成したマルテンサイトのオーステナイトへの逆変態が不十分であり、通常の方法では結晶粒径などを算出できない。また、本鋼板の組織は、多量のマルテンサイトと未再結晶オーステナイトから構成されるため、精密加工面の粗さが極めて大きい。

鋼板１９から２５は、化学組成が本発明の範囲外であり、平均結晶粒径、未再結晶部残存率、結晶粒の平均アスペクト比の少なくとも一つが本発明で規定される範囲を外れる比較例である。

鋼板１９、２０はＮｂ量が低く、低温での中間焼鈍でもオーステナイト安定度の調整ができない。

鋼板２１は、Ｎｉ量、Ｃ＋Ｎ量が高く、オーステナイト安定度が極めて高く、最終冷間圧延でセル状のマルテンサイトが生成しない。

鋼板２２は、Ｃｕが少なく、オーステナイト安定度が低いため、最終焼鈍後に多量のマルテンサイトが残存し、結晶粒径などが算出できない。また、加工後の粗さも大きい。

鋼板２３は、多量のＣｕを含有しており、最終冷間圧延でセル状のマルテンサイトが生成されない。

鋼板２４は、Ｎｂが多量に含有しており、最終焼鈍後も未再結晶部が多量に残存してしまう。

鋼板２５は、Ｍｎ、Ｎｉ量が多く、オーステナイト安定度が極めて高く、最終冷間圧延でもセル状のマルテンサイトが生成しない。

本発明によれば、細粒で、等軸粒なオーステナイト系ステンレス鋼板を得ることができる。このような、オーステナイト系ステンレス鋼板は、エッチング加工面の平滑性に優れているので、エッチング、レーザー加工などの精密加工に適している。本発明はまた、上記のオーステナイト鋼を工業的に安定して製造することができる。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ＋Ｎ：０．０３〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．１〜１．５％、
   Ｍｎ：０．１０〜１．５％、
   Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、
   Ｎｉ：４．５〜１０．０％、
   Ｃｕ：０．１０〜２．０％、
   Ｍｏ：０．１〜２．０％、
   Ｎｂ：０．０２〜０．５０％、
   残部がＦｅおよび不純物であり、
   平均結晶粒径が５．０μｍ以下、
   未再結晶部残存率が３．０％以下、
   結晶粒の平均スペクト比が１．２以下である、
   オーステナイト系ステンレス鋼板。
2. 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法であって、
   母材に熱間圧延、焼鈍、冷間圧延を行った後、
   処理温度が１０００℃未満の中間焼鈍、総板厚減少率が５０％以上の最終冷間圧延、処理温度が７００℃を超え９５０℃以下の温度域で行う最終焼鈍を順に行う、
   オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。

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