本发明涉及一种适合于制造表面美观性优异、并且具有充分的成型性的铁素体系不锈钢冷轧钢板的不锈钢冷轧钢板用材料。
背景技术：
铁素体系不锈钢(钢板)由于经济且耐腐蚀性优异，因而被用于建材、输送设备、家电产品、厨房设备和汽车部件等各种用途，其适用范围近年来正进一步扩大。其中，在室内装饰用建材、家电产品的机体或门、厨房设备和汽车的压条等外观较重要的用途中，特别重视表面美观。
为了实现表面美观，必须表面光泽度高并未产生麻纹(roping)。表面光泽随着因表面的微细凹凸而变化的光的反射程度、表面的色调而变化，板面越平滑，光泽越好。为了提高光泽，必须减少以冷轧时的轧制性缺陷(油坑、辊研磨痕的转印痕)为代表的钢板表面的微细凹凸。麻纹作为铁素体系不锈钢所特有的缺陷，是沿轧制方向延伸的凹凸。
此外，在实施冲压等成型而使用的情况下，还必须不产生起皱(ridging)、表面粗糙。起皱作为铁素体系不锈钢所特有的缺陷，是沿轧制方向的凹凸，表面粗糙是由粗大晶粒的起伏而引起的表面凹凸。在成型加工中产生起皱、表面粗糙的情况下，必须进行研磨而除去，这会使制造负荷和制造成本大幅增大。
针对上述课题，作为在成型前后得到表面性状优异的不锈钢冷轧钢板的方法，在专利文献1中公开了一种面内各向异性小、抗皱性(ridging resistance)和抗表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢薄板，其特征在于，作为对以质量计含有C：0.005～0.100％、Si：0.01～2.00％、Mn：0.01～2.00％、P：小于0.040％、S：0.03％以下、Cr：10～22％、Al：0.0005～0.2000％、N：0.005～0.080％的钢进行热轧后的热处理方法，实施预备退火，接着实施主退火，或者，实施均质化热处理，进一步以900～1100℃以上的高温进行部分相变热处理，或者，在进行热处理之前实施冷轧。但是，专利文献1中并未提及表面光泽，但由于设置足够的均热时间来进行铁素体相的再结晶，所以因软质化而导致钢板表面容易变形，产生前述的轧制性缺陷，因此表面光泽劣化。另外，在专利文献1中，由于充分进行再结晶，无法完全抑制在一边赋予张力一边进行冷轧的工序中所产生的表面起伏，因而产生麻纹。
专利文献2中公开了一种铁素体系不锈钢板，通过将群体(colony)的板厚方向的长度控制为板厚的30％以下，从而具有优异的抗皱性和加工性、表面光泽。但是，在专利文献2所记载的铁素体群体的控制方法中，麻纹未减少，在目视时表面的反射图像扭曲的现象仍然残留。
在专利文献3中公开了一种技术，通过在冷轧时使用硬质且低粗糙度表面的工作辊，从而减少携带油量来减少油坑，同时尽可能减少辊的表面凹凸的转印，由此提高光泽。但是，在专利文献3所记载的技术中，即使能够除去因轧制引起的表面缺陷，但无法解决麻纹、起皱、表面粗糙等由材料引起的表面缺陷。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-328524号公报
专利文献2：日本特开平10-330887号公报
专利文献3：日本特开2000-102802号公报
技术实现要素：
本发明的目的在于解决上述课题，提供一种适合于制造成型前和成型后的表面美观性优异、并且具有充分的成型性的不锈钢冷轧钢板的不锈钢冷轧钢板用材料。
应予说明，在本发明中，优异的成型前的表面美观性表示表面光泽和抗麻纹性优异。表面光泽优异表示使用JIS Z 8741中规定的入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，对从板宽中央部采取的试验片在相对于轧制方向为0°和90°方向测定各2点的光泽度，其平均值为950以上。抗麻纹性优异表示按照JIS B 0601-2001在相对于轧制方向为90°的方向测定表面粗糙度，结果Rz为0.2μm以下。
另外，优异的成型后的表面美观性表示抗皱性和抗表面粗糙性优异。抗皱性优异表示用#600砂纸对从板宽中央部在相对于轧制方向为0°的方向采取的JIS5号拉伸试验片的单面进行研磨，由按照JIS Z2241的单轴拉伸赋予20％的预应变后，按照JIS B 0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的起伏高度，大起伏(起皱高度)为2.5μm以下。抗表面粗糙性优异表示使用已测定抗皱性的试验片，按照JIS B0601-2001测定试验片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度，Ra小于0.2μm。
另外，充分的成型性表示按照JIS Z 2241的拉伸试验中的断裂伸长率(El)以在与轧制方向呈直角方向采取的JIS13号B试验片计为25％以上。
为了解决课题而进行了研究，结果发现通过控制为如下状态，能够得到在冷轧和冷轧板退火后具有优异的表面光泽、抗麻纹性、抗皱性和抗表面粗糙性的成型性优异的铁素体系不锈钢板，上述状态即：作为适当的成分，具有由以面积率计为5～50％的马氏体相和剩余部分为铁素体相构成的金属组织，此外，从钢板表面和背面的表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置为止的铁素体相的平均粒径为20μm～50μm，除了从上述表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置以外的板厚中央部分的铁素体相包含长宽比超过3.0的铁素体相。
本发明是基于以上见解而进行的，将以下内容作为要旨。
[1]一种不锈钢冷轧钢板用材料，其特征在于，以质量％计，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.75％、Mn:0.1～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.06％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有由以面积率计为5～50％的马氏体相和剩余部分为铁素体相构成的金属组织，从钢板表面和背面的表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置为止的部分的铁素体相的平均粒径为20μm～50μm，除了从上述表层沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分以外的板厚中央部的铁素体相包含长宽比超过3.0的铁素体相。
[2]根据上述[1]所述的不锈钢冷轧钢板用材料，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.3％中的1种或2种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的不锈钢冷轧钢板用材料，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的1种或2种以上。
应予说明，本说明书中，表示钢的成分的％全部为质量％。
根据本发明，能够得到一种适于制造成型前和成型后的表面美观性优异、并且具有充分的成型性的不锈钢冷轧钢板的不锈钢冷轧钢板用材料。即，使用本发明的不锈钢冷轧钢板用材料制造的铁素体系不锈钢冷轧钢板的表面美观性优异。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的不锈钢冷轧钢板用材料的特征在于，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.75％、Mn:0.1～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.06％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，具有由以面积率计为5～50％的马氏体相和剩余部分为铁素体相构成的金属组织，从钢板表面和背面的表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置为止的铁素体相的平均粒径为20μm～50μm，除了从上述表层沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分以外的板厚中央部的铁素体相包含长宽比超过3.0的铁素体相。这些在本发明中是重要的要件，其中，规定马氏体相的量和铁素体相的状态(粒径和有无未再结晶晶粒)是特别重要的要件。如果使用这样的材料，则能够通过实施酸洗(除氧化皮)、冷轧、以及冷轧板退火、进而根据需要的酸洗和/或调质轧制等常规方法，从而得到具有充分的成型性，并且表面光泽优异，具有抗麻纹性、抗皱性和抗表面粗糙性，即成型前和成型后的表面美观性优异的不锈钢冷轧钢板。
马氏体相的量和铁素体相的状态可以通过适当控制热轧时的卷材卷取温度，进而冷轧前在铁素体相和奥氏体相的双相温度区域进行短时间的热轧板退火而进行控制。例如，在热轧工序中卷取成卷材时，使其卷取温度为550～850℃。此外，在热轧后，进行以890～950℃的温度保持15秒～2分钟的热轧板退火。
如果在热轧板退火中生成马氏体相，则能够将铁素体群体(具有类似的结晶方位的铁素体晶粒的集合体)有效地分开，因此由群体形成而使特定方位的变形能力变高所引起的起皱、麻纹得到改善。马氏体相在冷轧前和冷轧时不仅将铁素体群体分开，还得到在冷轧板退火时原奥氏体晶界或马氏体相内部的板条块边界、板条边界等变为铁素体相的再结晶部位而进一步消除群体的效果。
此外，通过在冷轧前将从钢板表面和背面的表层到t/3(t：板厚)为止的范围的铁素体相的平均粒径控制为20μm～50μm，从而冷轧板退火后的表层部的金属组织变为小粒径的铁素体单相组织，体现抑制由粗大晶粒的起伏而引起的成型时的表面粗糙的效果。
铁素体相中，除了从上述钢板表面和背面的表层到t/3为止的范围以外的板厚中央部含有长宽比超过3.0的铁素体相。长宽比超过3.0的铁素体相为未再结晶，通过含有未再结晶的铁素体相，从而成为较硬质的金属组织，成为硬质的冷轧材料，因此冷轧中的微观的表面变形得到抑制，由属于轧制性缺陷的油坑、辊研磨痕的转印痕所引起的表面光泽或由赋予张力时的表面起伏所引起的麻纹得到有效抑制。
马氏体相以面积率计为5～50％
本发明中，通过利用热轧板退火而生成马氏体相，从而得到将铁素体群体分开的效果。此外，通过在热轧板退火后存在马氏体相，从而还对冷轧中、冷轧板退火后的铁素体群体的破坏发挥更进一步的效果，有助于抑制起皱、麻纹。这些效果在热轧板退火后的马氏体相的面积率达到5％以上时而得到。但是，如果马氏体相的面积率超过50％，则热轧退火板硬质化，在冷轧工序中道次数增加、边部断裂，产生形状不良等，在制造上不优选。因此，热轧板退火后的马氏体相的面积率为5～50％。优选为10～40％的范围。
本发明的钢成分中在热轧板退火温度下生成的奥氏体相几乎全部相变为马氏体相，因此在热轧板退火温度下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几乎相等。而且，该奥氏体相的面积率取决于钢成分和热轧板退火温度。C、N、Mn、Ni、Cu使马氏体相的面积率增加，Si、Cr使其减少。如果提高退火温度，则马氏体相的面积率增加，如果降低退火温度，则减少。所希望的马氏体相的面积率可以通过控制成分和热轧板退火温度而得到。应予说明，剩余部分为铁素体相。也存在剩余部分含有析出物、夹杂物的情况。析出物、夹杂物是指例如Cr碳氮化物、V碳氮化物、Ti碳氮化物、Nb碳氮化物、氧化铝等。析出物、夹杂物以合计的面积率(面积％)计，优选小于5％。
从钢板表面和背面的钢板表层到沿板厚方向t/3的位置为止的铁素体相的平均粒径为20μm～50μm。控制表层部的铁素体粒径在得到所希望的表面美观性方面是重要的要件。通过在冷轧前控制粒径，从而在冷轧和冷轧板退火后得到由微细的铁素体晶粒构成的金属组织，增进铁素体群体分开的效果，除此以外，还有助于抑制表面粗糙。
这样的效果可以在冷轧前的材料阶段将铁素体相的平均粒径控制为50μm以下时而得到。如果平均粒径超过50μm，则在冷轧退火后的最终产品板中以自冷轧前为粗大的铁素体晶粒的位置为起点而再结晶的铁素体晶粒变得粗大。另一方面，以马氏体相为起点而再结晶的铁素体晶粒变得微细。其结果，最终产品成为粒径不同的铁素体晶粒的混晶组织，在加工成型时产生表面粗糙。如果平均粒径小于20μm，则钢板过度硬质化，冷轧时的道次数增大等制造面的负荷增加，除此以外，即使实施冷轧板退火，再结晶也不充分，伸长率降低。根据以上的理由，从钢板表层到沿板厚方向t/3的位置为止的铁素体相的粒径为平均粒径20μm～50μm。应予说明，控制铁素体相的粒径的从表层到沿板厚方向t/3的位置为止的部分是指从钢板表面的表层到沿板厚方向t/3的位置为止的部分和从钢板背面的表层到沿板厚方向t/3的位置为止的部分。
除了上述从钢板表面和背面的钢板表层到t/3为止的范围以外的板厚中央部的剩余部分铁素体相包含长宽比超过3.0的铁素体相。
对该钢进行连续铸造时，钢坯组织的表层部为等轴晶，与此相对，钢坯中央部因冷却速度慢而变为明显伸长的展伸晶粒。对这样的钢坯进行热轧时，除了热轧时存在于钢板表层部的铁素体相原本为等轴的以外，热轧中反复进行轧制应变的积蓄和由再结晶所致的应变的释放，因此成为更微细的等轴粒。但是，在板厚中央部所导入的轧制应变量小，因此存在于板厚中央部的铁素体相难以产生因大量的应变积蓄所致的再结晶，残留铸造时的展伸晶粒。另外，虽然热轧时产生恢复，但由于不发生再结晶，因此由轧制而导入的加工应变未被完全除去，如果与由再结晶生成的铁素体晶粒相比，则位错密度较高。特别是长宽比为3.0以上的铁素体相(未再结晶铁素体相)比表层部的等轴的铁素体晶粒更硬质。
使这样的长宽比超过3.0的铁素体相残留于板厚中央部而避免冷轧材料的过度软质化在本发明中是很关键的。
应予说明，本发明的上述长宽比可以由下式(1)求出。
rα(长宽比)＝dr(轧制方向的晶体粒径)/dt(板厚方向的晶体粒径)…(1)
通过含有长宽比超过3.0的铁素体相，从而不影响冷轧时的道次数，得到降低表面变形能力所必需且足够的硬度。此外，因为相对于板厚方向的表层，中央部变得硬质，所以在赋予轧制张力时所产生的板厚方向和板宽方向的变形得到抑制。以往，因为板厚方向整体进行再结晶而变形能力高，所以因赋予轧制张力而产生的向板厚方向和板宽方向的变形在板宽方向不均而产生表面的凹凸、起伏。但是，在本发明中，因为抑制板厚中央部的变形，所以即使在表层的再结晶部分产生变形，也受到中央部的束缚。其结果，即使在板宽方向变形不均，也难以产生板厚整体的凹凸，也对减少麻纹发挥效果。如果再结晶充分进行到板厚中央部，则进行软质化，因此表面的变形能力提高，特别是在轧制初期阶段容易产生油坑等粗大的轧制性的表面缺陷。应予说明，油坑是指轧制时的润滑剂被导入到辊缝中并被封入到钢板表面而产生的微细的凹部缺陷。
长宽比超过3.0的铁素体相的比例相对于铁素体相优选以面积率计为10％以上，除了从板表层到t/3为止的范围的板厚中央部的剩余部分铁素体相也可以全部为未再结晶铁素体相。更优选以面积率计为20％以上。
接下来，对本发明的不锈钢冷轧钢板用材料的成分组成进行说明。以下，只要没有特别说明，则％表示质量％。
C:0.005～0.05％
C具有促进奥氏体相生成，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区域的效果。另外，C具有抑制晶粒粗大化的效果。为了得到这些效果，必须含有0.005％以上。另外，C量小于0.005％时，马氏体生成量低于本发明的范围而得不到规定的光泽度、抗麻纹性、抗皱性和抗表面粗糙性。但是，如果C量超过0.05％，则钢板硬质化而延展性降低。另外，马氏体生成量超过本发明的范围而得不到规定的成型性。另外，在热轧板退火时生成过量的马氏体，冷轧时的轧制负荷增大而制造性降低。因此，C量为0.005～0.05％的范围。优选为0.01～0.03％的范围。进一步优选为0.01～0.02％的范围。C量表示C含量，对其它成分也相同。
Si:0.02～0.75％
Si是在钢熔炼时作为脱酸剂发挥作用的元素。为了得到该效果必须含有0.02％以上。但是，如果Si量超过0.75％，则钢板硬质化而热轧时的轧制负荷增大，最终退火后的延展性降低。因此，Si量为0.02～0.75％的范围。优选为0.10～0.50％的范围。进一步优选为0.15～0.35％的范围。
Mn:0.1～1.0％
Mn与C同样具有促进奥氏体相生成、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区域的效果。为了得到该效果必须含有0.1％以上。但是，如果Mn量超过1.0％，则MnS的生成量增加而耐腐蚀性降低。因此，Mn量为0.1～1.0％的范围。优选为0.55～0.90％的范围。进一步优选为0.65～0.85％的范围。
P:0.04％以下
P是助长因晶界偏析所致的晶界破坏的元素，因此优选较低，使上限为0.04％。优选为0.03％以下。
S:0.01％以下
S是成为MnS等硫化物系夹杂物而存在而使延展性、耐腐蚀性等降低的元素，特别是当含量超过0.01％时，显著产生这些负面影响。因此优选S量尽可能低，在本发明中，使S量的上限为0.01％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。
Cr:16.0～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝态被膜而提高耐腐蚀性的效果的元素。该效果在Cr含量为16.0％以上时显现，随着Cr含量增加而耐腐蚀性提高。此外，Cr具有抑制在热轧板退火时生成奥氏体相的效果。Cr含量小于16.0％时，在热轧板退火时生成过多的奥氏体相，无法实现本发明所希望的马氏体相的面积率为50％以下。因此，马氏体生成量超过本发明的范围而得不到规定的成型性。因此，使Cr量为16.0％以上。另一方面，如果Cr量超过18.0％，则在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法实现所希望的马氏体相的面积率为5％以上。马氏体生成量低于本发明的范围而得不到规定的抗皱性。因此为18.0％以下。优选为16.0～17.5％的范围。进一步优选为16.5～17.0％的范围。
Al:0.001～0.10％
Al是与Si同样作为脱酸剂发挥作用的元素。为了得到该效果必须含有0.001％以上。但是，如果Al量超过0.10％，则Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性状容易降低。因此，Al量为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.07％的范围。进一步优选为0.001～0.01％。
N:0.005～0.06％
N与C、Mn同样具有促进奥氏体相生成、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区域的效果。为了得到该效果必须使N量为0.005％以上。但是，如果N量超过0.06％，则不仅延展性显著降低，而且产生因助长Cr氮化物析出所致的耐腐蚀性降低。因此，N量为0.005～0.06％的范围。优选为0.01～0.03％的范围。进一步优选为0.01～0.02％的范围。
剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
由以上的成分组成得到本发明的效果。此外，出于提高制造性或材料特性的目的，可以含有以下元素。
选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.3％中的1种或2种以上
Cu和Ni均为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Cu和/或Ni是有效的。另外，Cu和Ni具有促进奥氏体相生成、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区域的效果。这些效果在各自含有0.1％以上时变得显著。但是，如果Cu含量超过1.0％，则存在热加工性降低的情况，因而不优选。因此含有Cu时为0.1～1.0％。优选为0.2～0.8％的范围。进一步优选为0.3～0.5％的范围。如果Ni含量超过1.0％，则加工性降低，因而不优选。因此含有Ni时为0.1～1.0％。优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.1～0.3％的范围。
Mo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Mo是有效的。该效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，如果Mo含量超过0.5％，则在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，有时得不到规定的表面美观性，因而不优选。因此，含有Mo时为0.1～0.5％。优选为0.2～0.4％的范围。
Co是提高韧性的元素。该效果通过添加0.01％以上而得到。另一方面，如果其含量超过0.3％，则存在使制造性降低的情况。因此，添加Co时的添加量为0.01～0.3％的范围。
选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的的1种或2种以上
V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％
V、Ti和Nb是与C和N亲和力高的元素，具有在热轧时以碳化物或氮化物的形式而析出，减少母相中的固溶C、N，提高最终退火后的加工性的效果。为了得到这些效果，必须含有0.01％以上的V、0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。但是，如果V量超过0.25％，则存在加工性降低的情况。另外，如果Ti量超过0.015％或Nb量超过0.030％，则有时因析出过量的TiN或NbC而无法得到良好的表面性状。因此，含有V时为0.01～0.25％的范围，含有Ti时为0.001～0.015％的范围，含有Nb时为0.001～0.030％的范围。V量优选为0.02～0.20％的范围。进一步优选为0.03～10％的范围。Ti量优选为0.003～0.010％的范围。Nb量优选为0.002～0.020％的范围。进一步优选为0.003～0.015％的范围。
Mg:0.0002～0.0050％
Mg是具有提高热加工性的效果的元素。为了得到该效果必须含有0.0002％以上。但是，如果Mg量超过0.0050％，则存在表面品质降低的情况。因此，含有Mg时为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0030％的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
B:0.0002～0.0050％
B是对防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果必须含有0.0002％以上。但是，如果B量超过0.0050％，则存在热加工性降低的情况。因此，含有B时为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0030％的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
REM:0.01～0.10％
REM是提高抗氧化性的元素，特别具有抑制焊接部的氧化被膜形成而提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果必须添加0.01％以上。但是，如果添加超过0.10％，则使冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。另外，因为REM为昂贵的元素，所以过量添加会导致制造成本增加，因而不优选。因此，含有REM时为0.01～0.10％的范围。
以下对本发明的不锈钢冷轧钢板用材料的制造方法的一个例子进行说明。
利用转炉、电炉或真空熔炼炉等公知的方法对由上述成分组成构成的钢水进行熔炼，由连续铸造法或铸锭-开坯法而制成钢坯材(钢坯)。将该钢坯在1100～1250℃下加热，或者不加热地以铸造状态直接热轧而制成热轧板。热轧时，在900～1100℃的范围结束精轧，其后在卷绕成卷材时，使其卷取温度为550～850℃。更优选卷取温度为600～700℃。卷取温度小于550℃时，在热轧时存在的奥氏体相几乎不分解成铁素体相和碳氮化物而被冷却，进行马氏体相变，因此马氏体相率超过本发明范围，并且表层部的铁素体相的平均粒径低于本发明的范围，得不到规定的成型性和抗表面粗糙性。卷取温度超过850℃时，与应变量无关地产生再结晶，中心部的未再结晶铁素体相明显减少，因此得不到规定的光泽度。因此，使卷取温度为550～850℃。因此，容易控制由以短时间完成的热轧板的连续退火所致的铁素体相的粒径、再结晶。
其后，在成为铁素体相和奥氏体相的双相温度区域的890～1050℃的温度下对上述热轧板实施保持10秒～2分钟的热轧板退火。这里，热轧板退火温度小于890℃时，成为在铁素体单相区内的退火，马氏体生成量低于本发明的范围，得不到抑制因生成马氏体相而显现的起皱、麻纹的效果。另外，再结晶进行到板厚中央部为止，晶粒过度粗大化，因此成为软质的材料，在冷轧时容易产生轧制性缺陷，光泽降低等，从而得不到本发明的效果。
另一方面，如果退火温度超过1050℃，则进行碳化物的固溶而助长向奥氏体相中的C稠化，大量生成过度硬质的马氏体相，冷轧退火后的伸长率降低。另外，马氏体生成量超过本发明的范围而得不到规定的成型性。此外，助长铁素体晶粒的粗大化，成为使表面粗糙恶化的原因，因而不优选。退火时间小于10秒时，即使以规定的温度进行退火，其影响也止于最表层，铁素体相的再结晶未在板厚方向充分进行，因此成为硬质的冷轧材料而增大冷轧负荷。另外，表层部的铁素体相的平均粒径低于本发明的范围而得不到规定的成型性。另一方面，如果退火时间超过2分钟，则向奥氏体相的相变过度进行，冷却后的马氏体多于所希望的量。另外，板厚表层部成为过度粗大的铁素体晶粒，表层部的铁素体相的平均粒径超过本发明的范围，从而得不到规定的光泽度和抗表面粗糙性。根据情况再结晶进行到板厚中央为止而软质化，因此铁素体相的部位和马氏体相的部位的硬度不均成为冷轧时的板厚变动、负载变动的原因，成为制造能力降低的原因。在冷轧板退火后成为混晶组织或粗大的铁素体单相组织而使抗表面粗糙性恶化。热轧板退火后根据需要而实施酸洗。
根据以上内容制造本发明的不锈钢冷轧钢板用材料。
应予说明，使用上述不锈钢冷轧钢板用材料来制造铁素体系不锈钢冷轧钢板时，例如可以根据以下方法来制造。对上述冷轧钢板用材料进行冷轧和冷轧板退火(最终退火)。冷轧可以为串列式轧机或多辊轧机中的任一种，从成型性、形状修正的观点考虑，优选以50％以上的压下率进行，但并无限定。冷轧板退火在成为铁素体单相的温度区域实施即可，为了得到良好的伸长率，退火温度范围为800～890℃，更优选为850～890℃。在小于800℃的温度范围存在马氏体相残留而伸长率降低的情况。如果比890℃更高温，则新生成奥氏体相，在冷却时生成马氏体相，因此成型性明显降低。另外，为了制造性和避免过量的铁素体再结晶晶粒的晶粒生长，冷轧板退火优选为连续退火，优选在800～890℃的温度范围保持5～120秒的连续退火。此外，为了得到充分的成型性，同时防止加工后产生表面粗糙，更优选为保持10～60秒的连续退火。表面精加工不限定于No.2B、BA、研磨或毛化(dull)加工等，进行适当的表面精加工。为了赋予所希望的表面粗糙度，消除拉伸应变，可以在伸长率0.3～1.0％的范围实施调质轧制。
实施例1
以下，根据实施例对本发明进行详细说明。
对具有表1所示的化学组成的不锈钢利用连续铸造法制造200mm厚的钢坯。将它们加热到1180℃后，在表2记载的温度下进行卷取，利用热轧制成板厚：4mm的热轧板。
接下来，在表2中记载的条件下对上述热轧板实施热轧板退火后，对表面进行喷丸处理，用硫酸、以及由硝酸和氢氟酸构成的混酸这2种溶液进行酸洗而实施除氧化皮，制造热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用材料)。按照以下的方法，对热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用材料)测定金属组织的面积率、铁素体粒径和未再结晶铁素体相的比例。
热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用材料)的金属组织
对得到的热轧退火板，从板宽中央部采取组织观察用试验片，对轧制方向截面进行镜面研磨后，利用王水进行腐蚀(蚀刻)，使用光学显微镜以倍率400倍沿板厚方向从表面到中心拍摄9个视野。拍摄位置为从一侧表层沿板厚方向为1t/18、3t/18、5t/18、7t/18、9t/18、11t/18、13t/18、15t/18和17t/18(t：板厚)。对拍摄到的组织照片，根据金属组织学的特征，将特别被蚀刻为黑色的相作为马氏体相，将其它相作为铁素体相而进行分离，根据图像解析而测定各视野的马氏体相的面积率，将9个视野的平均值作为马氏体相的面积率。
另外，对拍摄位置相当于从表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分的、从钢板表层到沿板厚方向1t/18、3t/18、5t/18、13t/18、15t/18和17t/18(t：板厚)的图像，按照JIS G 0551测定铁素体粒径，将6个视野的平均值作为从表层到沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分的平均晶体粒径。在相当于除了从板表层到t/3为止的范围以外的板厚中央部的、从表层到沿板厚方向7t/18、9t/18和11t/18(t：板厚)的图像中，对铁素体晶粒测定式(1)的长宽比，求出长宽比超过3.0的晶粒的面积率，将该3个视野的平均值作为除了从板表层到t/3为止的范围的板厚中央部的未再结晶铁素体相的比例。
另外，根据以下所示的方法使用不锈钢冷轧钢板用材料来制造不锈钢冷轧钢板，对不锈钢冷轧钢板的性能进行评价。
将由上述得到的热轧退火板冷轧至0.8mm厚，以表2中记载的条件进行冷轧板退火。其后，利用电解酸洗来实施除氧化皮处理，最后实施伸长率为0.3～1.0％的调质轧制。
不锈钢冷轧钢板的性能评价
(1)成型性
从板宽中央部在相对于轧制方向为90°的方向采取JIS13B号拉伸试验片，将根据JISZ 2241的拉伸试验的断裂伸长率(El)为25％以上的情况设为合格(○)，将小于25％的情况设为不合格(×)。另外，将为30％以上的情况设为特别优异的合格(◎)。
(2)表面美观性
(2-1)表面光泽
从板宽中央部采取试验片，像JIS Z 8741中规定的那样，使用入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，使用在相对于轧制方向为0°和90°的方向各测定2点而得的平均值，将光泽度950以上的情况设为光泽优异(○)，将小于950的情况设为不合格(×)。另外，将超过1000的情况设为特别优异(◎)。
(2-2)抗麻纹性
从板宽中央部采取试验片，按照JIS B 0601-2001在相对于轧制方向为90°的方向测定表面粗糙度，结果将Rz为0.2μm以下的情况设为合格(○)，将超过0.2μm的情况设为不合格(×)。
(2-3)抗皱性
由板宽中央部在相对于轧制方向为0°的方向采取JIS5号试验片，对单面进行#600精加工而研磨后，以按照JIS Z 2241的单轴拉伸赋予20％的预应变，按照JIS B 0601-2001对试验片的平行部中央的研磨面的起伏高度进行测定，结果将2.5μm以下的情况设为合格(○)，将除此以外的情况设为不合格(×)。将小于2.0μm的情况设为特别优异的合格(◎)。
(2-4)抗表面粗糙性
使用测定过抗皱性的试验片，按照JIS B 0601-2001对试验片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度进行测定，结果将Ra小于0.2μm的情况设为合格(○)，将除此以外的情况设为不合格(×)。
将以上的评价结果与制造条件一起示于表2。
[表1]
[表2]
根据表确认了在本发明例中能够得到充分的成型性(断裂伸长率)，表面美观性优异。Cr含量小于本发明的范围的No.15、C含量超过本发明的范围的No.17中马氏体生成量超过本发明的范围而得不到规定的成型性。
Cr含量超过本发明的范围的No.16中马氏体生成量低于本发明的范围而得不到规定的抗皱性。C含量低于本发明的范围的No.18中马氏体生成量低于本发明的范围而得不到规定的光泽度、抗麻纹性、抗皱性和抗表面粗糙性。
在卷取温度过低的No.19和21中，马氏体相率超过本发明范围，并且表层部的铁素体相的平均粒径低于本发明的范围，得不到规定的成型性和抗表面粗糙性。在卷取温度过高的No.20中，在中心部不存在未再结晶铁素体相，得不到规定的光泽度。在热轧板退火温度过高的No.22中，马氏体生成量超过本发明的范围而得不到规定的成型性。在热轧板退火时间过长的No.23中，表层部的铁素体相的平均粒径超过本发明的范围，得不到规定的光泽度和抗表面粗糙性。在热轧板退火时间过短的No.24中，表层部的铁素体相的平均粒径低于本发明的范围，得不到规定的成型性。在热轧板退火温度过低的No.25中，马氏体生成量低于本发明的范围，得不到规定的光泽度、抗麻纹性和抗皱性。
根据以上内容，确认了如果使用适当控制了马氏体量和铁素体相的平均粒径以及再结晶程度的本发明的不锈钢冷轧钢板用材料，能够得到具有规定的成型性、优异的表面美观性的铁素体系不锈钢冷轧钢板。
产业上的可利用性
由本发明得到的不锈钢冷轧钢板用材料适合作为应用于以拉深为主体的冲压成型品、要求较高的表面美观性的用途，例如厨房器具、餐具的铁素体系不锈钢冷轧钢板的材料。