本发明涉及具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法。
背景技术：
铁素体系不锈钢廉价且耐腐蚀性优良，因此，被用于建材、运输设备、家电产品、厨房设备、汽车部件等各种用途中，其应用范围近年来进一步扩大。为了应用于这些用途，不仅要求耐腐蚀性，还要求能够加工成预定形状的充分的成形性(伸长率和平均兰克福特值(以下，有时称为平均r值)大)。
另一方面，对于铁素体系不锈钢而言，多数情况下应用于要求外观良好的用途中，还需要耐起皱特性优良。起皱(ridging)是指因成形加工的应变而产生的表面凹凸。在铁素体系不锈钢中，有时会在铸造和/或热轧时生成具有类似的晶体取向的晶粒群(晶团)，在残留有晶团的钢板中，在成形加工时，应变量在晶团部与其他部位产生较大差异，因此，在成形后产生表面凹凸(起皱)。在成形后产生过量的起皱的情况下，为了除去表面凹凸而需要研磨工序，存在成形品的制造成本升高的问题。
对于上述情况，在专利文献1中公开了一种成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.02～0.06％、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.005％以下、Ti：0.005％以下、Cr：11～30％、Ni：0.7％以下，并且满足0.06≤(C+N)≤0.12、1≤N/C和1.5×10-3≤(V×N)≤1.5×10-2(C、N、V分别表示各元素的质量％)。但是，在专利文献1中，需要在热轧后进行所谓的箱式退火(例如，860℃下、8小时的退火)。这样的箱式退火包括加热、冷却的过程时，花费约一周时间，生产率低。
另一方面，在专利文献2中公开了一种加工性和表面性状优良的铁素体系不锈钢，其特征在于，将以质量％计含有C：0.01～0.10％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、Ni：0.01～0.50％、Cr：10～20％、Mo：0.005～0.50％、Cu：0.01～0.50％、V：0.001～0.50％、Ti：0.001～0.50％、Al：0.01～0.20％、Nb：0.001～0.50％、N：0.005～0.050％和B：0.00010～0.00500％的钢热轧后，使用箱式炉或AP生产线(annealing and pickling line)的连续炉在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火，进一步进行冷轧和最终退火。但是，在使用箱式炉的情况下，与上述专利文献1同样地存在生产率低的问题。另外，关于伸长率完全没有提及，在使用连续退火炉在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火的情况下，退火温度低，因此，再结晶变得不充分，与在铁素体单相温度范围内进行箱式退火的情况相比，伸长率降低。另外，通常，专利文献2这样的铁素体系不锈钢在铸造和/或热轧时生成具有类似的晶体取向的晶粒群(晶团)，但在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火时，不能充分地破坏铁素体相的晶团。因此，晶团因热轧板退火后的冷轧而在轧制方向上伸展而残留，存在成形后产生起皱的问题。
如上所述，尚未确立使用连续退火炉以高效率生产具有高成形性和耐起皱特性的铁素体系不锈钢的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3584881号公报(日本特再公表2000-60134号公报)
专利文献2：日本专利第3581801号公报(日本特开2001-3143号公报)
技术实现要素：
发明所要解决的问题
本发明的目的在于解决上述问题并提供具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法。
需要说明的是，在本发明中，充分的耐腐蚀性是指：在对将表面利用#600砂纸进行研磨抛光后对端面部进行了密封(seal)的钢板进行8个循环的JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验(以(盐水喷雾(35℃、5％NaCl、喷雾2小时)→干燥(60℃、相对湿度40％、4小时)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2小时))作为1个循环的试验)时的钢板表面的生锈面积率(＝(生锈面积/钢板总面积)×100(％))为25％以下。
另外，优良的成形性是指：依照JIS Z2241的拉伸试验中的断裂伸长率(El)在与轧制方向成直角的方向的试验片中为28％以上，并且，在依据JIS Z2241的拉伸试验中赋予15％的应变时的通过下述(1)式算出的平均兰克福特值(以下，称为平均r值)为0.70以上。
平均r值＝(rL+2×rD+rC)/4 (1)
在此，rL为在与轧制方向平行的方向上进行拉伸试验时的r值，rD为在相对于轧制方向为45°的方向上进行拉伸试验时的r值，rC为在与轧制方向成直角的方向上进行拉伸试验时的r值。
此外，优良的耐起皱特性是指通过如下所述的方法测定的起皱高度为2.5μm以下。起皱高度的测定中，首先，与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片。接着，使用#600的砂纸对裁取的试验片的表面进行研磨，然后赋予20％的拉伸应变。接着，在试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上，利用表面粗糙度计测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度(Wa)。测定条件为测定长度16mm、高截止滤波器波长0.8mm、低截止滤波器波长8mm。将该算术平均波纹度设定为起皱高度。
用于解决问题的方法
为了解决问题而进行了研究，结果发现，在热轧后冷轧前在成为铁素体相与奥氏体相的双相的温度范围内对适当成分的铁素体系不锈钢进行热轧板退火，进一步在铁素体单相的温度范围内在比以往更高的温度下进行冷轧板退火，由此，可以得到具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢。
本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
[1]一种铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，含有C：0.005～0.035％、Si：0.25％以上且低于0.40％、Mn：0.05～0.35％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15.5～18.0％、Al：0.001～0.10％、N：0.01～0.06％，Si和Mn满足29.5×Si-50×Mn+6≥0(其中，式中的Si、Mn表示含量(质量％))，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[2]如上述[1]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自Cu：0.1～0.5％、Ni：0.1～0.6％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.3％中的一种或两种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自V：0.01～0.10％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢，其特征在于，与轧制方向成直角的方向的断裂伸长率为28％以上，平均兰克福特值为0.70以上，起皱高度为2.5μm以下。
[5]一种铁素体系不锈钢的制造方法，其是上述[1]～[4]中任一项所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其特征在于，对钢坯实施热轧后，进行在900～1050℃的温度范围内保持5秒钟～15分钟的退火，接着，实施冷轧后，进行在800～950℃的温度范围内保持5秒钟～5分钟的退火。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。
发明效果
根据本发明，可以得到具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢。
附图说明
图1是表示利用Si和Mn含量进行整理后的延展性的评价结果的图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢通过冲压加工被用于建材部件、家电产品的部件、厨房器具、汽车部件等各种用途中。为了应用于这些用途，要求充分的成形性(伸长率和平均r值大)。
例如，在胀形成形的球形换气口罩的情况下，伸长率特性不足时，在成形时在伸长率最差的方向发生颈缩、断裂而无法进行成形。另外，有时会产生因成形后的胀形部的板厚根据成形前的钢板的方向而大幅不同所引起的产品外观的劣化。或者，通过拉深加工等制造的大型锅在平均r值低的情况下发生颈缩、断裂，不能成形为预定的产品形状。锅的主体部分的板厚根据部位而大幅不同，有时会产生传热特性上的不良。如此，期望伸长率和平均r值大。
铁素体系不锈钢中，日本工业标准JIS G 4305中规定的SUS430LX(16质量％Cr-0.15质量％Ti或16质量％Cr-0.4质量％Nb)、SUS436L(18质量％Cr-1.0质量％Mo-0.25质量％Ti)等含有大量的Ti、Nb，El和平均r值高，具有优良的成形性，被用于多种用途中。但是，这些钢种含有大量Ti、Nb，因此，存在原料成本和制造成本高、价格高的问题。另一方面，铁素体系不锈钢中生产最多的SUS430(16质量％Cr)不含大量的Ti、Nb，因此，与SUS430LX、SUS436L相比更廉价，但成形性比SUS430LX、SUS436L差。因此，要求提高了成形性的SUS430。
另一方面，如上所述，铁素体系不锈钢因成形加工应变而在钢板表面产生被称为起皱的表面凹凸，因此，对于要求表面美观性的产品而言，需要用于除去表面凹凸的研磨工序，存在制造成本增加的问题。导致起皱的晶团在添加Ti、Nb而固溶碳少的钢的情况下更容易生成，因此，上述SUS430LX、SUS436L与SUS430相比，耐起皱特性差。
如此，现状是尚未充分确立兼顾充分的耐腐蚀性与优良的成形性和优良的耐起皱特性并且廉价的铁素体系不锈钢的制造技术。
因此，本发明人对利用不含大量的Ti、Nb的适当成分的铁素体系不锈钢(特别是SUS430(16质量％Cr)系)的成分而得到满足El≥28％、平均r值≥0.70、起皱高度为2.5μm以下的铁素体系不锈钢的方法进行了深入研究。另外，在冷轧前对热轧后的铁素体系不锈钢板进行退火(以下，称为热轧板退火)的方法有箱式退火(分批退火)和连续退火，对通过生产率高的连续退火而非需要长时间、生产率低的箱式退火来得到预定成形性的方法进行了研究。
使用连续退火炉的现有技术中的问题是：在金属组织成为铁素体单相的温度范围内进行退火，因此，不会产生充分的再结晶，不能得到充分的伸长率，并且晶团残留至最终退火后，因此，无法得到耐起皱特性。因此，本发明人设想了：在铁素体相与奥氏体相的双相区进行热轧板退火后，利用常规方法进行冷轧，进一步进行温度比以往更高的最终退火(冷轧板退火)，最终再次形成铁素体单相组织。具体而言，如下所述。在与铁素体单相温度范围相比温度更高的铁素体相与奥氏体的双相区进行热轧板退火，由此，在通过热轧板退火从铁素体相生成奥氏体相时，奥氏体相以具有与退火前的铁素体相不同的晶体取向的方式生成。另外，热轧板退火后的金属组织通过从铁素体相和奥氏体相开始的相变而形成在冷却中生成的马氏体相，在之后的冷轧时在软质的铁素体相与硬质的马氏体相的异相界面处，轧制应变更加集中地导入而成为冷轧板退火时的再结晶位点。其结果是，铁素体相的晶团被有效地破坏，耐起皱特性提高。通过进行冷轧并进一步在铁素体单相温度范围内进行冷轧板退火，使马氏体相分解为碳氮化物和铁素体相，由此，可以得到以起皱高度计为2.5μm以下的优良的耐起皱特性。
但是了解到：仅利用上述技术，不能稳定地得到优良的成形性。因此，针对各种成分对成形性的影响和制造条件对成形性的影响详细地进行了研究。其结果发现，通过将钢成分和冷轧板退火温度调整至适合的范围，可以稳定地得到优良的成形性。即，将作为铁素体生成元素的Si和作为奥氏体生成元素的Mn调整至适合的范围，使生成奥氏体相的下限的温度(以下，有时称为TA点)向高温侧移动。由此，使冷轧板退火温度进一步高温化，进一步促进晶粒生长。其结果发现，在冷轧板退火后的金属组织中得到晶粒充分生长后的铁素体单相组织，具有断裂伸长率(El)为28％以上、平均r值为0.70以上的优良的成形性，能够与耐起皱特性兼顾。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。
下面，只要没有特别说明，％是指质量％。
C：0.005～0.035％
C具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的效果。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。但是，C量超过0.035％时，钢板发生硬质化，延展性降低。因此，C量设定为0.005～0.035％的范围。优选为0.010～0.030％的范围。进一步优选为0.015～0.025％的范围。
Si：0.25％以上且低于0.40％
Si是提高TA点的元素。为了得到该效果，需要含有0.25％以上。但是，Si量达到0.40％以上时，钢板发生硬质化，热轧时的轧制负荷增大，并且冷轧板退火后的延展性降低，不能得到预定的断裂伸长率。因此，Si量设定为0.25％以上且低于0.40％的范围。优选为0.25～0.35％的范围。进一步优选为0.25～0.30％的范围。
Mn：0.05～0.35％
Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的效果。为了得到该效果，需要含有0.05％以上。但是，Mn量超过0.35％时，TA点过度下降而不能得到预定的断裂伸长率。因此，Mn量设定为0.05～0.35％的范围。优选为0.10～0.30％的范围。进一步优选为0.15～0.25％的范围。
29.5×Si-50×Mn+6≥0(其中，式中的Si、Mn表示含量(质量％))
在本发明中，生成奥氏体的下限的温度(TA点)的调整是极其重要的要素。如上所述，在本发明中，在铁素体相+奥氏体相的双相温度范围内进行热轧板退火，使热轧板退火后的组织为铁素体相+马氏体相的双相组织，但重要的特征是在铁素体单相温度范围内进行冷轧后实施的冷轧板退火，使最终的组织为铁素体单相。为了通过该方法得到优良的断裂伸长率，需要使通过热轧板退火生成的马氏体相通过冷轧板退火分解为铁素体相和碳化物而除去，使金属组织进行铁素体单相化，并且使其发生充分的晶粒生长而使铁素体晶粒的粒径增大。本发明人进行研究的结果是，通过热轧板退火生成的马氏体相在冷轧后的冷轧板退火中在约750℃以上的温度范围内分解快速地进行，在800℃以上的温度范围内通过再结晶而生成铁素体晶粒。
众所周知，温度越高或退火时间越长则晶粒的生长越进行。但是，冷轧板退火在连续退火炉中进行，因此，如果延长退火时间，则生产效率显著降低。另一方面，如果利用现有技术的钢成分使冷轧板退火温度高温化，则退火在铁素体相与奥氏体相的双相区进行。这种情况下，在金属组织中新生成奥氏体相，该奥氏体相在冷却后相变为马氏体相，由此，钢板发生硬质化，不能得到预定的断裂伸长率。
因此，在本发明中，调整钢成分而使生成奥氏体的下限的温度(TA点)比以往更高，由此，能够进行更高温度下的铁素体单相区退火。由此，能够在不生成奥氏体相的情况下使铁素体晶粒充分生长。
具体而言，TA点的高温化通过将Si与Mn的含量的平衡调整至适合的范围来实现。Si是铁素体生成元素，随着含量的增加，使得TA点升高。另一方面，Mn是奥氏体生成元素，随着含量的增加，使得TA点降低。研究的结果可知：29.5×Si-50×Mn+6小于0时，TA点不会充分高温化，不能得到预定的断裂伸长率。因此，在本发明中，设定为29.5×Si-50×Mn+6≥0。
P：0.040％以下
P是助长因晶界偏析引起的晶界破坏的元素，因此，优选较低，将上限设定为0.040％。优选为0.035％以下。进一步优选为0.030％以下。
S：0.01％以下
S是形成MnS等硫化物系夹杂物而存在、使得延展性和耐腐蚀性等降低的元素，特别是在含量超过0.01％的情况下，会显著地产生这些不良影响。因此，S量优选尽可能低，在本发明中，将S量的上限设定为0.01％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。
Cr：15.5～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝化覆膜而提高耐腐蚀性的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr量设定为15.5％以上。但是，Cr量超过18.0％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，不能得到预定的耐起皱特性。因此，Cr量设定为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～17.5％的范围。进一步优选为16.0～17.0％的范围。
Al：0.001～0.10％
Al与Si同样地是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上。但是，Al量超过0.10％时，Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性状容易降低。因此，Al量设定为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.05％的范围。进一步优选为0.001～0.03％的范围。
N：0.01～0.06％
N与C和Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的效果。为了得到该效果，需要将N量设定为0.01％以上。但是，N量超过0.06％时，延展性显著降低，而且发生因助长Cr氮化物的析出而引起的耐腐蚀性的降低。因此，N量设定为0.01～0.06％的范围。优选为0.01～0.05％的范围。进一步优选为0.02～0.04％的范围。
余量为Fe和不可避免的杂质。
通过上述成分组成可以得到本发明效果，但出于进一步提高制造性或材料特性的目的，可以含有下述元素。
选自Cu：0.1～0.5％、Ni：0.1～0.6％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.3％中的一种或两种以上
Cu和Ni均是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况下，含有是有效的。另外，Cu和Ni具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的效果。这些效果在分别含有0.1％以上时变得显著。但是，Cu含量超过0.5％时，有时成形性降低，因此不优选。因此，在含有Cu的情况下，设定为0.1～0.5％。优选为0.2～0.3％的范围。Ni含量超过0.6％时，成形性降低，因此不优选。因此，在含有Ni的情况下，设定为0.1～0.6％。优选为0.1～0.3％的范围。
Mo是使耐腐蚀性提高的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况下，含有是有效的。该效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Mo含量超过0.5％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到预定的材料特性，从而不优选。因此，在含有Mo的情况下，设定为0.1～0.5％。优选为0.2～0.3％的范围。
Co是使韧性提高的元素。该效果通过含有0.01％以上而得到。另一方面，含量超过0.3％时，使得成形性降低。因此，含有Co的情况下的含量设定为0.01～0.3％的范围。
选自V：0.01～0.10％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上
V：0.01～0.10％
V与钢中的C和N化合而使得固溶C和固溶N降低。由此，提高平均r值。此外，对热轧板中的碳氮化物的析出行为进行控制而抑制因热轧和退火引起的线状缺陷的产生，从而改善表面性状。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上的V量。但是，V量超过0.10％时，加工性降低，并且导致制造成本的升高。因此，在含有V的情况下，设定为0.01～0.10％的范围。优选为0.03～0.08％的范围。
Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、
Ti和Nb与V同样地是与C和N的亲和力高的元素，具有如下效果：在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，使得母相中的固溶C和固溶N降低，提高冷轧板退火后(最终退火后)的加工性。为了得到这些效果，需要含有0.001％以上的Ti或0.001％以上的Nb。但是，Ti量或Nb量超过0.05％时，因过量的TiN和NbC的析出而无法得到良好的表面性状。因此，在含有Ti的情况下设定为0.001～0.05％的范围，在含有Nb的情况下设定为0.001～0.05％的范围。Ti量优选为0.003～0.020％的范围。Nb量优选为0.005～0.020％的范围。进一步优选为0.010～0.015％的范围。
Ca：0.0002～0.0020％
Ca是对于防止在连铸时容易产生的Ti系夹杂物的晶析所引起的喷嘴的闭塞而言有效的成分。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Ca量超过0.0020％时，生成CaS而使耐腐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下，设定为0.0002～0.0020％的范围。优选为0.0005～0.0015的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
Mg：0.0002～0.0050％
Mg是具有提高热加工性的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Mg量超过0.0050％时，表面品质下降。因此，在含有Mg的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。
B：0.0002～0.0050％
B是对于防止低温二次加工脆化而言有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，B量超过0.0050％时，热加工性降低。因此，在含有B的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。
REM：0.01～0.10％
REM是使抗氧化性提高的元素，特别是具有抑制焊接部的氧化覆膜的形成而提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上。但是，含有超过0.10％时，使得冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。另外，REM是价格昂贵的元素，因此，过度的含有会导致制造成本的增加，因此不优选。因此，在含有REM的情况下，设定为0.01～0.10％的范围。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢可以如下得到：对具有上述成分组成的钢坯实施热轧后，进行在900～1050℃的温度范围内保持5秒钟～15分钟的退火，接着，实施冷轧后，进行在800～950℃的温度范围内保持5秒钟～5分钟的退火。
首先，将钢水利用转炉、电炉、真空熔化炉等公知的方法进行熔炼，通过连铸法或者铸锭-开坯法制成钢原材(钢坯)。将该钢坯在1100～1250℃下加热1～24小时或者不进行加热而以铸造的状态直接进行热轧，制成热轧板。
然后，进行在成为铁素体相与奥氏体相的双相区温度的900～1050℃的温度下保持5秒钟～15分钟的热轧板退火。
接着，根据需要实施酸洗，进行冷轧和冷轧板退火。进一步根据需要实施酸洗而制成产品。
从延展性、弯曲性、冲压成形性和形状矫正的观点出发，冷轧优选以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，可以反复进行两次以上的冷轧-退火。
需要说明的是，为了进一步提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。
关于制造条件的限定理由，以下进行说明。
在900～1050℃的温度下保持5秒钟～15分钟的热轧板退火
热轧板退火是本发明用于得到优良的成形性和耐起皱特性的极其重要的工序。热轧板退火温度低于900℃时，不会产生充分的再结晶，而且成为铁素体单相区，因此，有时无法得到通过双相区退火表现的本发明效果。但是，退火温度超过1050℃时，碳化物的固溶被促进，因此，会助长C向奥氏体相中的富集，在热轧板退火后生成硬质的马氏体相，有时表面性状变差。退火时间少于5秒钟时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分地产生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此，有时不能得到期望的成形性。另一方面，退火时间超过15分钟时，会助长C向奥氏体相中的富集，有时因与上述同样的机制而使得表面性状变差。因此，热轧板退火在900～1050℃的温度下保持5秒钟～15分钟。优选在920～1020℃的温度下保持15秒钟～5分钟。进一步优选在920～1000℃的温度下保持30秒钟～3分钟。
在800～950℃的温度下保持5秒钟～5分钟的冷轧板退火
冷轧板退火是用于使热轧板退火中形成的铁素体相与马氏体相的双相组织成为铁素体单相组织的重要工序。冷轧板退火温度低于800℃时，不会充分地产生再结晶，无法得到预定的断裂伸长率和平均r值。另一方面，冷轧板退火温度超过950℃时，对于该温度成为铁素体相与奥氏体相的双相温度范围的钢成分而言，在冷轧板退火后生成马氏体相，因此，钢板发生硬质化，无法得到预定的断裂伸长率。另外，即使是该温度成为铁素体单相温度范围的钢成分，也会由于晶粒的显著粗大化而使得钢板的光泽度降低，因此，从表面品质的观点考虑是不优选的。退火时间少于5秒钟时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分地产生铁素体相的再结晶，因此，不能得到预定的断裂伸长率和平均r值。退火时间超过5分钟时，晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此，在表面品质的观点考虑是不优选的。因此，冷轧板退火在800～950℃的范围内保持5秒钟～5分钟。优选在850℃～900℃下保持15秒钟～3分钟。为了进一步谋求光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。
实施例1
以下，通过实施例对本发明详细地进行说明。
将具有表1所示的化学组成的不锈钢利用50kg小型真空熔化炉进行熔炼。将这些钢块在1150℃下加热1小时后，实施热轧而制成3.5mm厚的热轧板。接着，对这些热轧板在表2记载的条件下实施热轧板退火。接着，对表面进行基于喷丸处理和酸洗的脱氧化皮。进一步冷轧至板厚0.7mm，然后，在表2记载的条件下进行冷轧板退火(最终退火)，然后，进行基于酸洗的脱氧化皮处理，得到冷轧酸洗退火板。
对这样得到的冷轧酸洗退火板，进行下述评价。
(1)延展性的评价
从冷轧酸洗退火板与轧制方向成直角地裁取JIS 13B号拉伸试验片，依照JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将各方向的断裂伸长率为28％以上的情况设定为合格(○)，将即使在一个方向具有小于28％的断裂伸长率的情况设定为不合格(×)。
(2)平均r值的评价
从冷轧酸洗退火板在相对于轧制方向为平行(L方向)、45°(D方向)和直角(C方向)的方向上裁取JIS 13B号拉伸试验片，进行依照JIS Z2411的拉伸试验直至应变15％后中断，测定各方向的r值，算出平均r值(＝(rL+2rD+rC)/4)。在此，rL、rD、rC分别为L方向、D方向和C方向的r值。将平均r值为0.70以上设定为合格(○)，将平均r值小于0.70设定为不合格(×)。
(3)耐起皱特性的评价
从冷轧酸洗退火板与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片，将其表面使用#600的砂纸进行研磨，然后赋予20％的拉伸应变，在该试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上使用表面粗糙度计，在测定长度为16mm、高截止滤波器波长为0.8mm、低截止滤波器波长为8mm的条件下测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度(Wa)。将算术平均波纹度(Wa)为2.5μm以下的情况设定为合格(○)，将算术平均波纹度(Wa)大于2.5μm的情况设定为不合格(×)。
(4)耐腐蚀性的评价
从冷轧酸洗退火板裁取60×100mm的试验片，制作将表面利用#600砂纸进行研磨抛光后对端面部进行了密封的试验片，供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→湿润(50℃、2小时、相对湿度≥95％)作为1个循环，进行8个循环。
对实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面进行照片拍摄，通过图像解析测定试验片表面的生锈面积，由与试验片总面积的比率算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。将生锈率为10％以下设定为特别优良的耐腐蚀性且合格(◎)，将生锈率大于10％且25％以下设定为合格(○)，将生锈率大于25％设定为不合格(×)。
将评价结果与退火条件一起示于表2中。另外，对于Cr含量满足本发明范围的No.1～25，将利用Si和Mn含量对延展性的评价结果进行整理后的图形以图1示出。
对于钢成分满足本发明的范围的No.1～17(钢AA～AQ)而言，断裂伸长率为28％以上、平均r值为0.70以上、起皱高度为2.5μm以下，确认到优良的成形性和耐起皱特性。此外，关于耐腐蚀性，实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面的生锈率均为25％以下，得到了良好的特性。
特别是，对于含有0.4％的Ni的No.3(钢AC)、含有17.7％的Cr的No.4(钢AD)、含有0.4％的Cu的No.6(钢AF)和含有0.4％的Mo的No.7(钢AG)而言，No.1盐水喷雾循环试验后的生锈率为10％以下，耐腐蚀性进一步提高。
另一方面，对于Cr含量低于本发明的范围的No.26(钢BI)而言，虽然得到了预定的成形性和耐起皱特性，但由于Cr含量不足而没有得到预定的耐腐蚀性。
对于Cr含量超过本发明的范围的No.27(钢BJ)而言，得到了充分的耐腐蚀性，但由于过量地含有Cr而在热轧板退火时没有生成奥氏体相，不能得到预定的耐起皱特性。
对于Si含量低于本发明的范围的No.18(钢BA)和25(钢BH)而言，由于Si含量不足而在冷轧板退火中生成奥氏体相，该奥氏体相在冷却后相变为马氏体相，因此，钢板发生硬质化，不能得到预定的断裂伸长率。
对于Si含量超过本发明的范围的No.19(钢BB)而言，因含有过量的Si而使得钢板硬质化，不能得到预定的断裂伸长率。
对于Si和Mn含量为本发明的范围内、但29.5×Si-50×Mn+6低于本发明的范围的No.20～23(钢BC～BF)而言，Si和Mn含量的平衡不适当，因此，在冷轧板退火中生成奥氏体相，该奥氏体相在冷却后相变为马氏体相，因此，钢板发生硬质化，无法得到预定的断裂伸长率。
Mn含量超过本发明的范围的No.24(钢BG)因含有过量的Mn而使得29.5×Si-50×Mn+6低于本发明的范围，在冷轧板退火中生成奥氏体相，该奥氏体相在冷却后相变为马氏体相，因此，钢板发生硬质化，不能得到预定的断裂伸长率。以上的评价结果中，对于Cr含量满足本发明范围的No.1～25，利用Si和Mn含量对延展性的评价结果进行整理后的图形为图1。可知，预定的断裂伸长率在除Si和Mn含量满足本发明的范围以外、29.5×Si-50×Mn+6也满足本发明的范围的情况下得到。
No.28～30中，使用虽然得到了预定的成形性和耐起皱特性、但由于Cr含量不足而没有得到预定的耐腐蚀性的钢BI，针对热轧板退火温度和冷轧板退火温度对成形性和耐起皱特性的影响进行了研究。对于热轧板退火温度低于本发明范围的880℃的No.28而言，在热轧板退火时没有生成奥氏体相，没有得到预定的耐起皱特性。对于冷轧板退火温度低于本发明范围的780℃的No.29而言，在冷轧板退火时铁素体晶粒的晶粒生长不足，没有得到预定的成形性(断裂伸长率和平均r值)。对于使冷轧板退火温度超过本发明范围的970℃的No.30而言，在冷轧板退火中生成奥氏体相，该奥氏体相在冷却后相变为马氏体相，因此，钢板发生硬质化，不能得到预定的断裂伸长率。
产业上的可利用性
通过本发明得到的铁素体系不锈钢特别适合应用于以拉深为主体的冲压成形品、要求高表面美观性的用途、例如厨房器具、餐具中。