不锈钢冷轧钢板用坯料及其制造方法与流程

本发明涉及适合于制造成形性优异的不锈钢冷轧钢板的不锈钢冷轧钢板用坯料及其制造方法。

背景技术：

铁素体系不锈钢(钢板)，由于价格低廉、耐腐蚀性优异而使用于建材、运输器械、家电制品、厨房器具、汽车零件等各种用途，其应用范围近年来不断扩大。为了应用于这些用途，不仅对耐腐蚀性有要求，而且还要求其具有能够加工成规定形状的足够的成形性(伸长较大(以下，有时将伸长足够大的情况称为具有延展性)、平均兰克福特(lankford)值(以下亦称平均r值)大)以及优异的耐起皱特性。另外，在应用于需要表面美观性的用途时，优异的表面性状也是必不可少的。

针对上述要求，专利文献1中公开了一种成形性和耐起皱特性优异的铁素体系不锈钢，这种铁素体系不锈钢的特征是含有如下质量％的成分：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，且满足0.06≤(C+N)≤0.12，1≤N/C，以及1.5×10^-3≤(V×N)≤1.5×10^-2(C、N、V分别表示各种元素的质量％)。然而，在专利文献1中，在热轧后需要进行所谓的箱式退火(例如在860℃条件下进行8小时的退火)。如果包括加热、冷却过程在内的话，这样的箱式退火需要一周左右的时间，生产率比较低。

另一方面，专利文献2中公开了一种加工性和表面性状优异的铁素体系不锈钢，这种铁素体系不锈钢的特征是将含有质量％为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％以及B：0.00010％～0.00500％的钢进行过热轧后，用箱型炉或者AP线(annealing and pickling line(退火酸洗线))的连续炉在铁素体单相温度区域进行热轧板退火，然后再进行冷轧和冷轧板退火。然而，使用箱型炉的情况(箱式退火)下，与上述专利文献1一样，存在生产率比较低这样的问题。另外，虽然没有提及任何与伸长有关的内容，但是使用连续退火炉在铁素体单相温度区域进行热轧板退火的情况下，由于退火温度低，所以重结晶不充分，与在铁素体单相温度区域进行箱式退火的情况相比，有时伸长会降低。另外，专利文献2那样的铁素体系不锈钢，一般会生成具有与在铸造或者热轧时相类似的结晶取向的晶粒群(群落)，存在有在成型后产生褶皱这样的问题。

专利文献

专利文献1：日本特许第3584881号公报(国际公布WO00/60134号)

专利文献2：日本特许第3581801号公报(日本特开2001-3134号)

技术实现要素：

发明所要解决的技术问题

本发明的目的是，解决上述问题，提供一种适合于铁素体系不锈钢冷轧钢板的冷轧用坯料及其制造方法，其中，所述的铁素体系不锈钢冷轧钢板既具有足够的耐腐蚀性和耐起皱特性，同时成形性及表面性状也优异。

此外，在本发明中，所谓足够的耐腐蚀性，意味着针对在用#600砂纸对表面进行研磨抛光后将端面部封起来而得到的钢板，进行了8个循环的由JIS H 8502规定的盐水喷雾循环试验((盐水喷雾(35 ℃、5％NaCl、喷雾2h)→干燥(60℃、相对湿度40％、4h)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2h))为1个循环的试验)的情况下，钢板表面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板总面积×100[％])在25％以下。

另外，所谓优异的成形性，意味着按照JIS Z2241标准进行的拉伸试验的断裂伸长率(E1)，在与轧制方向成直角方向的试验片上为25％以上，按照JIS Z2241标准进行的拉伸试验中，在施以15％的变形时根据下述(1)式计算出的平均r值在0.70以上。

平均r值＝(rL+2×r_D+r_C)/4 (1)

这里，r_L，是在与轧制方向平行的方向上进行了拉伸试验时的r值，r_D是在与轧制方向成45°角的方向上进行了拉伸试验时的r值，r_C是在与轧制方向成直角的方向上进行了拉伸试验时的r值。

还有，所谓耐起皱特性良好，意味着在用#600砂纸对按照JIS Z 2201标准选取的JIS5号拉伸试验片的一个面进行研磨，通过单轴拉伸施以20％的预变形后，针对表面，按照JIS B 0601-2001标准，测定拉伸试验片的平行部中央的起伏，最大起伏(起皱高度)在2.5μm以下。

解决问题所采取的手段

发明人为了解决上述问题而进行了研究，结果发现，通过选用适当的成分，将金相组织中所含有的维氏硬度在HV500以下的马氏体相的面积率为10％～60％的钢板用作冷轧用坯料，在常规的冷轧和冷轧板退火后，能够得到具有足够的耐腐蚀性、成形性和耐起皱特性的不锈钢冷轧钢板。另外，发现这种不锈钢冷轧钢板表面性状也优异。

本发明是基于以上的见解而做出的，以下是其主要内容。

(1)一种不锈钢冷轧钢板用坯料，其含有如下质量％的成分：C：0.007％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.05％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：15.5％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且 具有面积率为10％～60％的马氏体相和余量由铁素体相构成的金相组织，而且，所述马氏体相的硬度在HV500以下。

(2)一种不锈钢冷轧钢板用坯料，其含有如下质量％的成分：C：0.01％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.2％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：16.0％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，且具有面积率为10％～60％的马氏体相和余量由铁素体相构成的金相组织，而且，所述马氏体相的硬度在HV500以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的不锈钢冷轧钢板用坯料，其中，还满足质量％为：C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下。

(4)根据上述(1)或(2)所述的不锈钢冷轧钢板用坯料，其中，还满足质量％为：Si：不足0.25％或者Mn：超过0.35％。

(5)根据上述(1)～(4)中任意一项所述的不锈钢冷轧钢板用坯料，其进一步含有从如下质量％的成分中选择的一种或二种以上的成分：Cu：0.1％～1.0％，Ni：0.1％～1.0％，Mo：0.1％～0.5％，Co：0.01％～0.2％。

(6)根据上述(1)～(5)中任意一项所述的不锈钢冷轧钢板用坯料，其进一步含有从如下质量％的成分中选择的一种或二种以上的成分：V：0.01％～0.25％，Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％，Mg：0.0002％～0.0050％，B：0.0002％～0.0050％，REM：0.01％～0.10％，Ca：0.0002％～0.0020％。

(7)一种不锈钢冷轧钢板用坯料的制造方法，针对具有上述(1)～(6)中任意一个方案所述的成分组成的钢坯实施热轧，接着进行如下退火，即：在880℃～1050℃的温度范围保持5秒钟～15分钟，在350℃～150℃的温度范围以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却。

此外，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。

发明的效果

只要使用本发明的不锈钢冷轧用坯料，就能得到既具有足够的 耐腐蚀性和耐起皱特性，成形性也优异，不发生起因于热轧或者热轧板退火的线状瑕疵、表面性状优异的不锈钢冷轧钢板，产生极大的工业效果。

附图说明

图1是表示铁素体相和马氏体相的金相组织学特征的图(光学显微镜照片)。

具体实施方式

以下，详细说明本发明。

本发明的不锈钢冷轧钢板用坯料的特征是，含有质量％如下的成分：C：0.007％～0.05％，Si：0.02％～0.50％，Mn：0.05％～1.0％，P：0.04％以下，S：0.01％以下，Cr：15.5％～18.0％，Al：0.001％～0.10％，N：0.01％～0.06％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有面积率为10％～60％的马氏体相和余量由铁素体相构成的金相组织，而且，所述马氏体相的硬度在HV500以下。

本发明的不锈钢冷轧钢板用坯料可通过如下步骤进行制造：在热轧后，进行在铁素体相和奥氏体相的二相共存温度区域即880℃～1050℃的温度条件下保持5秒钟～15分钟的热轧板退火，接着，在350℃～150℃温度范围以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却。

通过对本发明的不锈钢冷轧用坯料进行常规的冷轧和冷轧板退火，能够得到具有足够的耐腐蚀性和成形性，且耐起皱特性和表面性状优异的不锈钢冷轧钢板。

首先，对本发明的技术内容进行详细说明。

发明人对于弃用箱式退火(罩式退火)那样的长时间热轧板退火，而是通过使用生产率高的连续退火炉进行短时间的热轧板退火得到规定的加工性的技术进行了研讨。使用连续退火炉的现有技术中存在的问题是，由于退火是在铁素体单相温度区域进行的缘故，重结晶不能充分发生，无法获得足够的伸长率，同时由于群落残留 到冷轧板退火后，因而，耐起皱特性差。于是，发明人构思出这样一个方案：在铁素体相与奥氏体相二相共存区域进行热轧板退火后，通过以规定的冷却速度进行冷却，生成规定面积率和硬度的马氏体，接着，通过常规进行冷轧和冷轧板退火，使其最终再度成为铁素体相组织。

即：在比铁素体单相温度区域温度高的铁素体相与奥氏体的二相共存区域进行热轧板退火，促进铁素体相的重结晶。其结果是，由于热轧而引入了加工变形的铁素体结晶粒残留到冷轧板退火后这种问题得以规避，提高了冷轧板退火后的伸长率。另外，由于在通过热轧板退火从铁素体相生成奥氏体相时，奥氏体相生成为具有不同于退火前的铁素体相的结晶取向，所以铁素体相的群落受到有效地破坏，改善了平均r值和耐起皱特性。

然而，在进行了进一步研讨后得知，在针对以往成分的钢在上述的铁素体相与奥氏体相的二相共存区域进行热轧板退火时，会产生在冷轧板退火后产生顺着轧制方向的线状的瑕疵(以下记作线状瑕疵)，表面性状显著降低这样的新问题。

为了兼顾成形性与表面性状，发明人对于由于在铁素体相与奥氏体相的二相共存区域进行热轧板退火而发生线状瑕疵的原因做了调查。

调查结果是，得知了线状瑕疵起因于存在于热轧板退火后的钢板表层部的显著硬质的马氏体相。即：发现了在热轧板退火后的钢板表层部中存在显著硬质的马氏体相时，在此之后的冷轧过程中，会在显著硬质的马氏体相与铁素体相的界面上发生应力集中而产生微小龟裂，这些龟裂在冷轧板退火后成为线状瑕疵。马氏体相是在铁素体相与奥氏体相的二相共存区域的热轧板退火过程中所生成的奥氏体相在冷却过程中发生相变而生成的。发明人对组织中的各马氏体结晶粒的硬度做了调查，发现大部分马氏体相维氏硬度在HV300～HV400左右，而一部分马氏体相却是HV超过500这种程度的显著硬质，冷轧过程中的微小龟裂就发生在该HV超过500的 显著硬质的马氏体相与铁素体相的界面处。

于是，发明人构思出这样一个方案：把在铁素体相与奥氏体相的二相共存区域进行了短时间退火后的冷却过程的(特别是350℃～150℃温度范围内)的冷却速度控制在10℃/sec以下。即：在本发明的钢中，马氏体相是在从退火温度到室温的冷却过程中由奥氏体相相变而生成的。通过降低冷却速度，来延长钢板温度从马氏体相变开始(有时记作Ms点)到成为室温的这段温度区域的时间。通过这样控制，使因通过了Ms点而生成的马氏体相发生自回火，能够将马氏体相的硬度软化到HV500以下。这使得既能得到因马氏体相的存在而使冷轧板退火后的材质(r值，耐起皱特性)改善的效果，又能规避起因于显著硬质的马氏体相的线状瑕疵的发生成为可能。

上述研讨结果表明，使金相组织中存在规定量的马氏体相以及将马氏体相软化很重要。在本发明中，基于上述见解，首先是使马氏体相的面积率为10％～60％。在本发明中，通过热轧板退火生成奥氏体相，得到消除热轧板上的铁素体相的群落的效果。并且，由于热轧板退火后存在马氏体相，所以可使让耐起皱特性得到改善进而可使r值得到改善的γ-纤维集合组织足够发达。如上所述，由马氏体相产生的这些效果也能通过下面这些手段来促进：由于马氏体相的旧奥氏体晶界、区块(日语：ブ口シク)或者板条边界作为最后退火时的铁素体相的重结晶地点而发挥功能，促进了冷轧板退火时的重结晶。在热轧板退火后的马氏体相的面积率为10％以上时能够获得这些效果。另一方面，马氏体相的面积率超过60％时，热轧退火板硬化，冷轧工序中产生边裂、板形不良，在制造上并不推崇。因此，使马氏体相的面积率为10％～60％，优选10％～50％的范围，进一步优选在10％～40％的范围。

此外，本发明的钢的钢成分范围中，由于在热轧板退火温度时生成的奥氏体相基本上全部都相变为马氏体相，所以在热轧板退火温度时生成的奥氏体相的面积率与热轧板退火后的马氏体相的面积率基本相等。该奥氏体相的面积率依存于成分(特别是C、N、Si、 Mn、Cr、Ni、Cu)和热轧板退火温度。因此，所期望的马氏体相的面积率能够通过对成分和热轧板退火温度的控制得到。

另外，马氏体相的面积率可以通过下文将叙述的实施例中的所述的方法进行测定。

而且，在本发明中，马氏体相的硬度在HV500以下。为了得到良好的耐起皱特性、高平均r值，如上所述，需要使热轧退火板中存在规定量的马氏体相。然而，当有超过HV500的显著硬质马氏体相存在时，冷轧时就会因硬质马氏体相与铁素体相的硬度差而从两相的界面生成微小龟裂，该微小龟裂在冷轧板退火后成为顺着轧制方向的线状的缺陷而呈现出来，钢板的表面美观性降低。因此，需要使热轧退火板的马氏体相的硬度在HV500以下，优选在HV475以下，进一步优选在HV450以下。此外，马氏体相的硬度可通过热轧板退火后的冷却速度进行控制。

下面，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。

以下，如无特别限定，则％意味着质量％。

C：0.007％～0.05％

C具有促进奥氏体相的生成，使热轧板退火时铁素体相与奥氏体相出现的二相共存温度区域扩大的效果。为了获得这种效果，需要使其含量在0.007％以上。然而，C量超过0.05％时，钢板硬质而延展性降低。另外，即使作为本发明，也由于在热轧板退火后有显著硬质的马氏体相生成，诱发冷轧板退火后的线状瑕疵，故并不推崇。因此，使C量在0.007％～0.05％的范围，下限优选为0.01％，进一步优选为0.015％；上限优选为0.03％，进一步优选为0.025％。

Si：0.02％～0.50％

Si是在钢熔炼时作为脱氧剂而发挥作用的元素。为了获得这种效果，需要使其含量在0.02％以上。然而，Si量超过0.50％时，钢板会硬化，从而热轧时的轧制负荷增大。另外，冷轧板退火后的延展性降低。因此，使Si量在0.02％～0.50％的范围，优选在0.10％～0.35％的范围，进一步优选在0.25％～0.30％的范围。

Mn：0.05％～1.0％

Mn与C一样，具有促进奥氏体相的生成，使热轧板退火时铁素体相与奥氏体相出现的二相共存温度区域扩大的效果。为了获得这种效果，需要使其含量在0.05％以上。然而，Mn量超过1.0％时，MnS的生成量会增加，从而耐腐蚀性降低。因此，使Mn量在0.05％～1.0％的范围，下限优选为0.1％，进一步优选为0.2％。上限优选为0.8％，进一步优选为0.3％。

P：0.04％以下

P由于是助长缘于晶界偏析的晶界破坏的元素的缘故而希望其含量低一些，将其上限设为0.04％，优选为0.03％以下。

S：0.01％以下

S是以MnS等硫化物系夹杂物的形式存在，使延展性、耐腐蚀性等性能降低的元素。特别是在其含量超过0.01％时，这种不良影响显著发生。因此希望S量极其低，在本发明中，将S量的上限规定为0.01％，优选在0.007％以下，进一步优选在0.005％以下。

Cr：15.5％～18.0％

Cr使具有在钢板表面形成钝化膜而使其耐腐蚀性提高的效果的元素。为了获得这种效果，需要使Cr量在15.5％以上。然而，Cr量超过18.0％时，热轧板退火时奥氏体相的生成会不充分，得不到规定的材料特性。因此，使Cr量在15.5％～18.0％的范围，优选在16.0％～18.0％的范围，进一步优选在16.0％～17.25％的范围。

Al：0.001％～0.10％

Al与Si一样，是作为脱氧剂而发挥作用的元素。为了获得这种效果，需要使其含量在0.001％以上。然而，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，使Al量在0.001％～0.10％的范围，优选在0.001％～0.07％的范围，进一步优选在0.001％～0.05％的范围，更加优选在0.001％～0.03％的范围。

N：0.01％～0.06％

N与C、Mn一样，具有促进奥氏体相的生成，使热轧板退火时 铁素体相与奥氏体相出现的二相共存温度区域扩大的效果。为了获得这种效果，需要使N量在0.01％以上。然而，N量超过0.06％时，不仅延展性会显著降低，而且还会发生由于助长了Cr氮化物的析出而使得耐腐蚀性降低的情况。因此，使N量在0.01％～0.06％的范围，优选在0.01％～0.05％的范围，进一步优选在0.02％～0.04％的范围。

进而还发现，如下所述，通过使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下，能够使断裂伸长率在27％以上。通过把作为铁素体生成元素的Si和作为奥氏体生成元素的C及Mn调整到合适的范围，能够使奥氏体相生成的下限温度向高温侧转移。藉此能够在铁素体单相温度区域进行冷轧板退火，从而得到晶粒充分生长后的铁素体单相组织。其结果是，能够使断裂伸长率在27％以上。

C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下

如上所述，C促进奥氏体相的生成，使热轧板退火时铁素体相与奥氏体相出现的二相共存温度区域扩大。在使奥氏体相生成的下限温度向高温侧转移从而使断裂伸长率在27％以上的情况下，使C量在0.035％以下。C量优选在0.030％以下，进一步优选在0.025％以下。

Si是促进铁素体相的生成，使热轧板退火时奥氏体相出现的下限温度高温化的元素。为了获得这种效果，需要使Si量在0.25％以上。另一方面，Si量成为0.40％以上时，钢板会硬化从而冷轧板退火后的延展性降低，得不到27％以上的断裂伸长率。因此，使断裂伸长率在27％以上时，除了使C量在0.035％以下，还要使Si量在0.25％以上、不足0.40％的范围。Si量优选在0.25％～0.35％的范围，进一步优选在0.25％～0.30％的范围。

Mn与C一样，促进奥氏体相的生成。Mn量超过0.35％时，奥氏体相生成的下限温度不上升，得不到27％以上的断裂伸长率。因此，使断裂伸长率在27％以上时，除了使C量在0.035％以下，Si量在0.25％以上、不足0.40％，还要使Mn量在0.35％以下。Mn量 优选在0.10％～0.30％的范围，进一步优选在0.15％～0.25％的范围。

进而发现，如下所述，通过使Si：不足0.25％或者Mn：超过0.35％，|Δr|会变小。通过把作为铁素体生成元素的Si和作为奥氏体生成元素的Mn调整到合适的范围，能够使冷轧板退火时的组织成为有几个％的微量奥氏体相扩散的奥氏体相和铁素体相的二相。只要在这种状态下进行退火，扩散的奥氏体相就会成为障碍物，铁素体晶粒在各个方向上相似地进行晶粒生长，金相组织的各向异性得到缓和，|Δr|变小。

Si：不足0.25％或者Mn：超过0.35％

通过使Si量不足0.25％或者使Mn量超过0.35％，在适量的奥氏体相存在的奥氏体相与铁素体相的二相共存温度区域进行冷轧板退火，能够使冷轧退火板的|Δr|在0.2以下。而且还发现，在这种情况下，平均r值和Δr鲜受冷轧率的影响。根据以往的成分和制造方法，由于冷轧板退火后的平均r值和Δr随冷轧率而变动，所以为了获得规定的材质，需要使冷轧率在规定值以上。因此，为了制造规定板厚的冷轧钢板，需要按各种成品板厚分别制造热轧钢板。然而，如果是Si：不足0.25％或者Mn：超过0.35％的本发明的不锈钢冷轧用坯料，则由于由冷轧板退火后的材质带来的对冷轧率的影响较小的缘故，无需对热轧钢板成品板厚细分制造，能够大大提高热轧工序的生产率。

余量是Fe和不可避免的杂质。

虽然通过以上的成分组成即可得到本发明的效果，但是还可以以提高制造性或者材料特性为目的而含有以下元素。

从Cu：0.1％～1.0％，Ni：0.1％～1.0％，Mo：0.1％～0.5％，Co：0.01％～0.2％当中选择的一种或者二种以上

Cu和Ni均为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Cu和Ni是有效的。另外，Cu和Ni具有促进奥氏体相的生成，使热轧板退火时铁素体相与奥氏体相出现的二相共存温度区域扩大的效果。这些效果在Cu和Ni分别含有0.1％以上时 变得显著。然而，Cu含量超过1.0％时，有时热加工性会降低，故并不推崇。因此，在含有Cu时，使其含量在0.1％～1.0％，优选在0.2％～0.8％的范围，进一步优选为0.3％～0.5％的范围。Ni含量超过1.0％时，加工性会降低，故并不推崇。因此，在含有Ni时，使其含量在0.1％～1.0％，优选在0.1％～0.6％的范围，进一步优选在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Mo是有效的。这种效果在Mo含量为0.1％以上时变得显著。然而，Mo含量超过0.5％时，热轧板退火时奥氏体相的生成不充分，得不到规定的材料特性，故并不推崇。因此，在含有Mo时，使其含量在0.1％～0.5％，优选在0.1％～0.3％的范围。

Co是提高韧性的元素。这种效果可通过含有0.01％以上的Co得到。另一方面，含量超过0.2％时，会使制造性降低。因此，在含Co时，使其含量在0.01％～0.2％的范围。

从V：0.01％～0.25％，Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％，Mg：0.0002％～0.0050％，B：0.0002％～0.0050％，REM：0.01％～0.10％，Ca：0.0002％～0.0020％当中选择的一种或者二种以上

V：0.01％～0.25％

V与钢中的C和N化合，降低固溶C、N。藉此使平均r值得到改善。进而，控制热轧板上的碳氮化物析出行为从而抑制起因于热轧、退火的线状瑕疵的发生，改变表面性状。为了获得这些效果，需要使含V量在0.01％以上。然而，V量超过0.25％时，不仅加工性会降低，同时还会招致制造成本的上升。因此，含V时，使其含量在0.01％～0.25％的范围，优选在0.03％～0.20％的范围，进一步优选在0.05％～0.15％的范围。

Ti：0.001％～0.10％，Nb：0.001％～0.10％

Ti和Nb与V一样，是与C和N的亲和性高的元素，具有在热轧时作为碳化物或者氮化物析出，使母相中的固溶C、N减少，使 最后的退火后的加工性提高的效果。为了获得这些效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。然而，Ti量超过0.10％或者Nb量超过0.10％时，会由于过量的TiN和NbC的析出而不能得到良好的表面性状。因此，含Ti时，使其含量在0.001％～0.10％的范围，含Nb时，使其含量在0.001％～0.10％的范围。Ti量优选在0.001％～0.015％的范围，进一步优选在0.003％～0.010％的范围。Nb量优选在0.001％～0.030％的范围，进一步优选在0.005％～0.020％的范围。

Mg：0.0002％～0.0050％

Mg是具有使热加工性提高的效果的元素。为了获得这种效果，需要使其含量在0.0002％以上。然而，Mg量超过0.0050％时，表面品质会降低。因此，含Mg时，使其含量在0.0002％～0.0050％的范围，优选在0.0005％～0.0035％的范围，进一步优选在0.0005％～0.0020％的范围。

B：0.0002％～0.0050％

B对于防止低温二次加工脆化有效的元素。为了获得这种效果，需要使其含量在0.0002％以上。然而，B量超过0.0050％时，热加工性会降低。因此，含B时使其含量在0.0002％～0.0050％的范围，优选在0.0005％～0.0035％的范围，进一步优选在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，其具有抑制焊接部的氧化皮膜的形成、提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了获得这种效果，需要使其含量在0.01％以上。然而，REM含量超过0.10％时，会使冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。另外，由于REM是昂贵的元素，所以过度含有会招致制造成本的增加，故并不推崇过度含有REM。因此，含REM时，使其含量在0.01％～0.10％的范围。

Ca：0.0002％～0.0020％

Ca对于防止在连续铸造时容易发生的缘于Ti系内含物系夹杂物的结晶的喷嘴堵塞是有效的成分。为了获得这种效果，需要使其含 量在0.0002％以上。然而，Ca量超过0.0020％时，会有CaS生成，从而耐腐蚀性降低。因此，含Ca时，使其含量在0.0002％～0.0020％的范围，优选在0.0005％～0.0015％的范围，进一步优选为0.0005％～0.0010％的范围。

下面对本发明的不锈钢冷轧用坯料的制造方法进行说明。

本发明的不锈钢冷轧用坯料可通过如下方法得到：对具有上述成分组成的钢板坯实施热轧，接着进行在880℃～1050℃的温度范围保持5秒钟～15分钟，在350℃～150℃的温度范围以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却的退火。

把具有上述成分组成的钢水，用转炉、电炉、真空熔炉等已知的方法进行熔炼，通过连续铸造法或者铸锭-初轧法(日语：造塊-分塊法)制成钢坯料(板坯)。将这种钢坯在1100℃～1250℃的条件下加热1小时～24小时，或者不进行加热而是以铸造形态直接进行热轧后，制成热轧板。

接下来，在成为铁素体相与奥氏体相的二相共存区域温度的880℃～1050℃的条件下，对热轧板实施5秒钟～15分钟的热轧板退火。

在880℃～1050℃的条件下5秒钟～15分钟的热轧板退火

热轧板退火在得到本发明的金相组织方面是至关重要的工序。热轧板退火温度不足880℃时，不仅不发生充分的重结晶，而且由于是铁素体单相区域的缘故，所以也得不到由二相共存区域退火展现出来本发明的效果。另一方面，超过1050℃时，由于碳化物的固溶受到促进的缘故，C向奥氏体相中的富集进一步受到助长，在热轧板退火后会有显著硬质的马氏体相生成，得不到规定的表面性状。退火时间不足5秒钟时，即便在规定的温度下进行了退火，也会由于奥氏体相的生成和铁素体相的重结晶没有充分发生的缘故而得不到规定的成形性。另一方面，退火时间超过15分钟时，碳化物的一部分会固溶，从而C向奥氏体相中的富集受到助长，利用与上述所说明的机构相同的机构，得不到规定的表面性状。因此，热轧板退火在880℃～1050℃的条件下以5秒钟～15分钟的范围进行。

特别是，在使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下而使冷轧退火板的断裂伸长率在27％以上时，在900℃～1050℃的温度保持5秒钟～15分钟，优选在920℃～1020℃的温度保持15秒钟～5分钟，进一步优选在920℃～1000℃的温度保持30秒钟～3分钟。

另外，在使Si：不足0.25％或者Mn：超过0.35％而使冷轧退火板的|Δr|在0.2以下时，在880℃～1000℃的温度保持15秒钟～15分钟，优选温度为900℃～960℃、时间为15秒钟～5分钟的范围。

接下来，在350℃～150℃的温度范围，以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却。在此之后，根据需要进行喷砂处理、表面磨削、酸洗中任意一个以上的处理。

在350℃～150℃的温度范围，以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却

在成为铁素体相与奥氏体相的二相共存区域的温度下进行热轧板退火时，钢中的C在奥氏体相中富集。因此，在将本发明的成分的钢进行热轧板退火后不对冷却进行控制的情况下，会有超过HV500的显著硬质的马氏体相生成，得不到规定的表面性状。因此，在本发明中，在热轧板退火后的冷却过程中，在成为马氏体相的生成温度区域的350℃以下的温度范围，对冷却速度进行控制。通过控制冷却速度，使所生成的马氏体相进行自回火，直到热轧板退火的冷却工序结束，从而将所生成的马氏体相软化到HV500以下。为了获得这种效果，在350℃～150℃的温度范围以10℃/sec以下的冷却速度进行冷却。冷却速度超过10℃/sec时，冷却中的马氏体相的自回火不充分，得不到充分的软化效果。优选在7℃/sec以下的范围，进一步优选在5℃/sec以下的范围。

下面，对于适合于用本发明的不锈钢冷轧钢板用坯料制造不锈钢冷轧钢板的条件进行说明。

针对本发明的不锈钢冷轧钢板用坯料，在通过冷轧制成冷轧板 后，实施冷轧板退火，根据需要实施酸洗、表面研磨后形成制品。

出于冷轧的成形性和形状矫正的观点，希望冷轧以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，既可以将冷轧-退火重复2次以上，也可以通过冷轧形成板厚200μm以下的不锈钢箔。

为了得到良好的成形性，冷轧板的冷轧板退火优选在800℃～950℃进行。特别是在使C：0.035％以下，Si：0.25％～不足0.40％，Mn：0.35％以下从而使冷轧退火板的断裂伸长率在27％以上的情况下，优选在850℃～900℃保持15秒钟～3分钟。另外，为了进一步追求光泽，也可以进行BA退火(光亮退火(bright annealing))。

此外，为了在冷轧后和加工后进一步改善表面性状，也可以实施磨削、研磨等处理。

实施例1

以下，通过实施例详细说明本发明。

将50kg具有表1所示的化学组成的不锈钢置于小型真空熔炉中进行了熔炼。将这些钢锭在1150℃的条件下加热1h后，实施热轧，从而形成了3.5mm厚的热轧板。接下来，在对这些热轧板按照表2中所述的条件实施了热轧板退火后，对其表面进行喷丸处理，通过在温度80℃、20质量％硫酸的溶液中浸渍120秒钟后，在由15质量％硝酸和3质量％氢氟酸构成的温度55℃的混合酸溶液中浸渍60秒钟进行酸洗，进行脱氧化皮，得到了热轧退火板。

然后，对所得到的热轧退火板进行冷轧，使其板厚为0.7mm，接下来按照表2中所述的条件进行了冷轧板退火后，在水温80℃、18质量％Na₂SO₄水溶液中进行25C/dm²条件下的电解酸洗，以及在水温50℃、10质量％HNO₃水溶液中进行30C/dm²条件下的电解酸洗，通过上述电解酸洗进行脱氧化皮处理，得到了冷轧退火板。

针对如此得到的热轧退火板，从宽度中央部附近截取组织观察用试验片，对轧制方向断面进行镜面研磨后，用苦味酸盐酸溶液进行腐蚀(蚀刻)，用光学显微镜以400倍的倍率对板厚中央部进行了10个视野的拍摄。针对所得到的组织照片，根据金相组织学的特 征，对马氏体相和铁素体相进行识别、区分，用图像解析装置测定马氏体相的面积率，以10个视野的平均值作为该热轧退火板的马氏体相的面积率。图1中示出了识别例的照片。图1是表2中所述的No.4的400倍倍率下拍摄的光学显微镜照片。在本发明中，将晶粒内可辨认出马氏体相所特有的内部结构的结晶粒定义为马氏体相。此外，在测定面积率时，已将析出物(碳化物、氮化物)和夹杂物排除在测定对象以外。

另外，硬度测定以如下方式进行：从所得到的热轧退火板的宽度中央部附近截取组织观察用试验片，对轧制方向断面进行镜面研磨后，用苦味酸盐酸溶液进行腐蚀(蚀刻)，用显微维氏硬度计附带的光学显微镜，根据金相组织学的特征对马氏体相和铁素体相进行识别，针对马氏体相，在载荷1g、负荷时间5秒钟的条件下，对各试验片均测定了共计100个晶粒。各试验片的硬度的最高值示于表2。

然后，对于所得到的冷轧退火板进行了以下的评价。

(1)表面品质评价

对冷轧退火后，每1m²钢板中所存在的长度在5mm以上的线状瑕疵的个数进行了计量。将冷轧退火板表面上辨认到的线状瑕疵在每1m²钢板上有5处以下的情况规定为合格，超过5处的情况规定为不合格。

(2)延展性的评价

从冷轧酸洗退火板上，沿着与轧制方向成直角的方向截取JIS13B号拉伸试验片，按照JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将断裂伸长率在27％以上的情况作为特别优异的特性而规定为合格(◎)，将断裂伸长率在25％以上、不足27％的情况规定为合格(○)，将不足25％的情况规定为不合格(×)。

(3)平均r值和|Δr|的评价

从冷轧酸洗退火板上，沿着与轧制方向平行(L方向)、成45°(D方向)以及成直角(C方向)的方向截取JIS 13B号拉伸试验 片，使按照JIS Z2241进行的拉伸试验在变形到15％时中断，测定各个方向的r值，计算得到平均r值(＝(r_L+2r_D+r_c)/4)和r值的面内各向异性(Δr＝(rL-2r_D+r_c)/2)的绝对值(|Δr|)。这里，rL、rD、rC分别为L方向、D方向和C方向的r值。规定平均r值在0.70以上为合格(○)，不足0.70为不合格(×)。|Δr|在0.20以下记为○，超过0.20记为Δ。|Δr|在0.20以下为特别优异的特性。(4)耐起皱特性的评价

从所制造的冷轧退火板上，沿着与轧制方向平行的方向截取JIS5号拉伸试验片，将试验片的一个表面用#600砂纸进行研磨，通过单轴拉伸施以20％的预变形后，按照JIS B 0601-2001标准，在表面测定拉伸试验片的平行部中央的起伏，规定最大起伏(起皱高度)在2.5μm以下为合格(○)，超过2.5μm为不合格(×)。

(5)耐腐蚀性的评价

从冷轧酸洗退火板上截取60×100mm的试验片，在将表面用#600砂纸进行研磨加工后制作了将端面部封起来的试验片，以供JIS H 8502标准规定的盐水喷雾循环试验使用。盐水喷雾循环试验以盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2h)→干燥(60℃、4h、相对湿度40％)→湿润(50℃、2h、相对湿度≥95％)为1个循环，进行了8个循环。

对实施了8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面拍摄照片，通过图像解析测定试验片表面的生锈面积，根据生锈面积相对于试验片总面积的占比，计算出了生锈面积率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100(％))。规定生锈面积率在10％以下的作为特别优异的耐腐蚀性为合格(◎)，超过10％而在25％以下为合格(○)，超过25％为不合格(×)。

评价结果与热轧板退火条件一并示于表2。

【表1】(见下页)

在作为本发明的发明例的No.1～No.16、No.39～No.47、No.52～No.61中，冷轧退火后辨认到的线状瑕疵均在5处/m²以下，得到了良好的表面性状。另外还确认到了既具有断裂伸长率在25％以上、平均r值在0.70以上的优异成形性，同时耐起皱特性又良好的情况。而且在耐腐蚀性方面，也得到了实施了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％以下的良好的特性。

特别是在Si不足0.25％或者Mn超过0.35％的No.1～No.16、No.39～No.47中，|Δr|在0.20以下，成形性进一步提高。

另外，在C为0.035％以下、Si在0.25％～不足0.40％且Mn在0.35％以下的No.52～No.61中，断裂伸长率在27％以上，延展性进一步提高。

而且，在含有0.4％的Cu的钢G的No.10、含有0.3％的Cu的钢AL的No.54、含有0.5％的Ni的钢H的No.11、同样含有0.5％的Ni的钢AF的No.43、含有0.4％的Mo的钢I的No.12、含有0.3％的Mo的钢AS的No.61中，盐水喷雾循环试验后的生锈面积率在10％以下，耐腐蚀性进一步提高。

对这些热轧板组织进行了确认，在热轧板退火后的金相组织中得到了面积率为14％～40％的马氏体相，从硬度测定的结果中确认到，马氏体相是硬度最高也不过是HV424的软质，均满足本发明的不锈钢冷轧用坯料的条件。

然而，在Cr含量低于本发明的范围的No.17中，虽然得到了规定的表面性状、延展性、平均r值和耐起皱特性，但是由于Cr含量不足的缘故而没能得到规定的耐腐蚀性。

在Cr含量高于本发明的范围的No.18中，虽然得到了足够的耐腐蚀性，但是由于含有过量的Cr的缘故而在热轧板退火时没有奥氏体相生成，故没有马氏体相生成，没能得到规定的平均r值和耐起皱特性。

在C含量高于本发明的范围的No.19中，虽然在热轧板退火后在350℃～150℃的温度范围以规定的冷却速度进行了冷却，但是马 氏体相没有充分软化，结果，在热轧板退火后有超过HV500的硬质马氏体残留，没能得到规定的表面性状。另外，由于固溶C量增加的缘故，钢板强度显著上升，也没能得到规定的延展性。

在C量低于本发明的范围的No.20中，由于缘于C的奥氏体相的稳定化不充分，所以在热轧板退火中没有足够量的奥氏体相生成，在热轧板退火后没能得到规定量的马氏体相，故没能得到规定的平均r值和耐起皱特性。

在No.63和No.66中，由于在热轧板退火中发生了碳化物的固溶从而C向奥氏体相中的富集量过度增加的缘故，与No.19一样，在热轧板退火后有超过HV500的显著硬质的马氏体残留，没能得到规定的表面性状。特别是在No.63中，在冷轧时发生了边裂。

在No.22和No.64中，热轧板退火温度是铁素体单相温度区域，发生了不充分的重结晶，结果，没能得到规定的延展性。而且，在热轧板退火后没有马氏体相生成，也没能得到规定的平均r值和耐起皱特性。

在No.62和No.65中，由于热轧板退火时间过短的缘故，重结晶没有充分发生，没能得到规定的延展性，同时，由于在退火中也没有奥氏体相生成的缘故，在热轧板退火后没有马氏体相生成，没能得到规定的平均r值和耐起皱特性。

在No.25和No.67中，所生成的马氏体相的自回火不充分，结果，在热轧板退火后有超过HV500的硬质马氏体相残留，虽然得到了规定的延展性、平均r值、耐起皱特性和耐腐蚀性，但是没能得到规定的表面性状。

从以上情况确认到，只要使用本发明的不锈钢冷轧用坯料，就能容易地得到具有规定的表面性状、成形性和耐起皱性的铁素体系不锈钢冷轧钢板。

实施例2

针对表1中所述的钢A和C，将钢锭以1150℃加热1h后，实施热轧而形成了3.5mm厚的热轧板。接着，在对这些热轧板按照表3 中所述的条件实施了热轧板退火后，利用喷丸处理和酸洗对表面进行脱氧化膜，得到了热轧退火板。在热轧退火后的冷却过程的350℃～150℃的温度范围内，以2℃～5℃/sec的冷却速度进行了冷却。对所得到的热轧退火板，在按照表3中所述的条件进行了冷轧和冷轧板退火后，利用酸洗进行脱氧化皮处理，得到了冷轧退火板。

针对所得到的热轧退火板，从宽度中央部附近截取组织观察用试验片，对轧制方向断面进行镜面研磨后，用苦味酸盐酸溶液进行腐蚀(蚀刻)，用光学显微镜以400倍的倍率对板厚中央部进行了10个视野的拍摄。针对所得到的组织照片，根据金相组织学的特征，对马氏体相和铁素体相进行识别、区分，用图像解析装置测定马氏体相的面积率，以10个视野的平均值作为了该热轧退火板的马氏体相的面积率。此外，在测定面积率时，已将析出物(碳化物、氮化物)和夹杂物排除在测定对象以外。

另外，硬度测定方法如下：从所得到的热轧退火板的宽度中央部附近，截取组织观察用试验片，对轧制方向断面进行镜面研磨后，用苦味酸盐酸溶液进行腐蚀(蚀刻)，用显微维氏硬度计附带的光学显微镜，根据金相组织学的特征，对马氏体相和铁素体相进行识别，针对马氏体相，在载荷1g、负荷时间5秒钟的条件下，测定了共计100个晶粒。各试验片的硬度的最高值示于表3。

然后，针对所得到的冷轧退火板，用与实施例1一样的方法，对延展性、平均r值、|Δr|、耐起皱特性和耐腐蚀性进行了评价。

【表3】(见下页)

如表3所示，在No.26～No.33、No.48～No.50的本发明的发明例中，热轧退火板均得到了面积率在19％～37％的马氏体相，其马氏体相的硬度也是最高在HV404～HV425的软质，满足本发明的冷轧用坯料的条件。用这种冷轧用坯料以各种冷轧率进行了冷轧后实施了最后的退火，结果在任意一个冷轧率下均得到了0.10以下的|Δr|，面内各向异性小。而且，即便使冷轧率在49％～89％中变化，|Δr|也是在0.02的变动幅度内的基本固定的值，几乎与冷轧率没有关联。

从以上情况确认到了，只要使用本发明中的，Si不足0.25％或者Mn超过0.35％的冷轧用坯料，就能得到各个拉伸方向的r值、平均r值和|Δr|几乎与冷轧率没有关联的铁素体系不锈钢冷轧钢板。

工业上的实用性

根据本发明得到的不锈钢冷轧钢板用坯料，适合于用作应用于以深冲为主体的冲压成型品或要求高的表面美观性的用途，例如适于厨房器具、餐具的铁素体系不锈钢的坯料。