本发明涉及铁素体系不锈钢箔。特别是涉及尽管板厚极薄但是也具备良好的成形性的铁素体系不锈钢箔。
背景技术：
随着电子设备的小型化、轻量化，电子设备的便携化、移动化不断发展，许多电子设备中所搭载的锂离子电池等电池也要求小型化、轻量化。特别是智能手机等电子设备所要求的电池的小型化、轻量化，要求时代最尖端水平的规格。
现在，面向智能手机的锂离子电池的电池壳体，使用铝薄板的罐型或层压有树脂薄膜的铝箔。特别是以提高单位体积的容量密度为目的，较多地使用层压有树脂薄膜的铝箔。最近，以进一步小型轻量化为目的，需求更薄的外装材料。但是，作为基材的铝箔，如果薄化则在制造过程中容易产生针孔，不能够确保水分阻隔性。另外，存在由于薄化而导致扎刺强度、刚性降低，不能够确保针对来自外部的冲击和电池的内部膨胀的强度这一课题。因此，铝箔在进一步小型化方面可以看到存在极限。
因此，由强度和刚性比铝高的不锈钢构成的箔(不锈钢箔)受到关注。但是，不锈钢与铝相比，比重较高，因此在应用于被小型化和轻量化了的电子设备中所需求的电池壳体时，需要板厚极薄(例如60μm以下)的不锈钢箔。特别是为了谋求电池容量的增大而需求虽然板厚为60μm以下但是被加工性高，例如即使是成形为方罐形状的情况也能够均匀成形的不锈钢箔。
作为极薄的不锈钢箔，专利文献1公开了一种厚度为25μm以下的不锈钢箔。如果成为极薄不锈钢箔，则会从蚀刻端面沿轧制方向产生伴有裂纹的孔隙。专利文献1公开了为了消除该问题而对5μm以上的夹杂物的个数进行限制的发明。
另外，作为将不锈钢箔应用于电池壳体的例子有专利文献2～4。专利文献2公开了轧制加工厚度为20～100μm的不锈钢箔来作为电池用外装材料的例子，专利文献3公开了轧制加工厚度为100μm的不锈钢箔来作为电池用外装材料的例子，专利文献4公开了轧制加工厚度为40～150μm的不锈钢箔来作为电池用外装材料的例子。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-273586号公报
专利文献2：日本特开2004-52100号公报
专利文献3：日本特开2013-41788号公报
专利文献4：日本特开2012-92360号公报
专利文献5：日本特开2007-168184号公报
非专利文献
非专利文献1：矢泽好弘等，jfe技报：2008年，20卷，p72-78
技术实现要素：
通常，极薄的不锈钢箔，如用于hdd(硬盘驱动器：harddiskdrive)的磁头悬架所使用的弹簧等那样，大多在轧制后不进行退火，以轧制态或在实施了如张力退火那样的使拉伸强度、屈服强度提高的热处理后，进行冲裁加工或蚀刻加工。专利文献1的技术是解决在这样的蚀刻加工时产生的技术课题的技术。
但是，在将极薄的不锈钢箔应用于电池壳体的情况下，该电池壳体是通过对极薄的不锈钢箔进行压制加工而形成的。一般压制成形分为深拉深成形和鼓凸成形(胀形)。深拉深成形如圆筒深拉深所代表的那样成为以下的变形：在材料的流入方向上受到拉伸变形，在与流入方向垂直的宽度方向上受到压缩变形。另一方面，鼓凸成形是使得在垂直于箔的板厚方向的面内(以下称为轧制面)成为等双轴拉伸变形那样的成形。在如电池壳体那样的方罐形状的情况下，鼓凸成形的要素变强。特别是成为拐角部的不锈钢箔的部分最受到拉伸变形，因此如果在该部分较多地存在以不利于变形的取向定向的晶粒，则即使实施压制加工也无法充分变形，会发生断裂等。因此，被实施在轧制面内的任意方向上延伸的加工的不锈钢箔，相比于在特定的取向上显示良好的鼓凸成形性，期望在任意的取向上显示某种程度的良好的鼓凸成形性，即显示各向异性小、且良好的鼓凸成形性。
基于这样的状况，本发明人进行了认真研究，结果发现：如果对于处理条件不作任何考虑而对不锈钢箔实施以往的退火处理(例如光亮退火等)，则构成不锈钢箔的晶粒发生粗大化(晶粒生长)，并且这些晶粒的取向(晶体取向)会集积在特定的取向。可以认为如果发生这样的晶体取向的集积，则针对鼓凸成形的变形的各向异性增大，该不锈钢箔的均匀成形变得困难，成形深度变小。
专利文献2记载了压制加工厚度为20～100μm的不锈钢箔来应用于电池壳体的例子。但是，在专利文献2中没有认识到关于晶体取向的集积的课题。因此，退火温度高，晶体取向进行集积，可以认为专利文献2的不锈钢箔针对鼓凸成形的变形的各向异性大。
专利文献3也记载了将厚度为100μm的不锈钢箔应用于电池壳体的例子。但是，厚度为100μm的不锈钢箔较厚，因此虽然被加工性高，但是由壳体厚度的减少带来的电池容量增大的效果较小。
专利文献4记载了将厚度为40～150μm的铁素体系不锈钢箔应用于电池外装材料的例子。专利文献4的技术，对铁素体系不锈钢箔的非金属夹杂物的粒径和在截面中的面积比例进行了控制。由此，实现了通过压制成形时的防开裂带来的成形性的提高、以及不锈钢箔与树脂的热融合部的密合性的提高。但是，没有认识到如上所述的晶体取向的集积的课题。
再者，在专利文献4中，所有实施例的板厚为100μm，因此无法期待如上述那样的由厚度的减少带来的电池容量的增大效果。另外，没有板厚比其薄的实施例，可以说在专利文献4记载的技术中，没有充分认识到使不锈钢箔的厚度极薄和增大成形深度时的课题。
另外，已知一般在深拉深成形中，提高不锈钢的(111)面的集积度是有效的。例如，在非专利文献1中，通过研究成分和制造条件，提高向(111)面的集积度，由此提高r值，其结果使深拉深成形性提高了。但是，本申请发明中作为对象的课题是关于鼓凸要素强的成形的，因此无法应用该技术。另外，非专利文献1将板厚为0.8mm的材料作为对象，类似的见解一般也是关于板厚0.2～0.3mm以上的薄板的。
本发明鉴于上述状况，其目的是提供即使是板厚为60μm以下的极薄不锈钢箔，鼓凸成形性也高、而且针对鼓凸成形的变形的各向异性也小的铁素体系不锈钢箔。
再者，板厚的下限不需要特别限定，实施轧制后的箔的板厚的现实的极限值为5μm左右，因此将本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的厚度设为5～60μm。
为了解决上述课题，本发明人进行了认真研究，得到以下见解。
(一)在铁素体系不锈钢中，轧制后的轧制面与(111)面一致，因此通过抑制存在于(111)面上或与(111)面的偏离小的面上的晶粒定向(集积)于特定的取向，即，在铁素体系不锈钢中，通过减少位错密度、并且使(111)面等上的该晶粒的取向随机，针对鼓凸成形的变形的各向异性变小，能够增大成形深度。
(二)要减少位错密度、并且使晶粒的取向随机的话，在轧制时进行强压下，从而较多地导入在再结晶时成为核生成位点的位错，然后进行退火来使位错密度减少而进行再结晶，并且将再结晶了的晶粒控制在微细的状态即可。
(三)优选将板厚方向的晶粒的数量确保为3个以上，由此塑性变形能力(例如良好的拉伸成形性)提高。另外，可以根据板厚来确定板厚方向的晶粒数的下限。
(四)为抑制由表面硬化引起的断裂，极力抑制表层的氮化是很重要的。
(五)通过将板厚方向的晶粒的数量确保为3个以上，而且将表层的氮浓度设为1.0质量％以下，也能够确保耐电解液性。也就是说，要提高耐电解液性的话，抑制压制加工后的拐角部的不锈钢箔表面的粗糙，确保与树脂皮膜的密合性是很重要的。
本发明是基于上述见解完成的，本发明的技术方案如下。
(1)一种铁素体系不锈钢箔，是板厚为5μm以上且60μm以下的铁素体系不锈钢箔，其特征在于，
所述不锈钢箔的再结晶率为90％以上且100％以下，
在解析所述不锈钢箔的织构而得到的取向分布函数中，欧拉角φ2为45°±10°的情况下，欧拉角φ用53.4°±10°表示的面中，与欧拉角φ1对应的取向显示的峰强度比之中的最大的峰强度比为25以下，
其中，欧拉角φ1为0～90°。
(2)根据(1)所述的铁素体系不锈钢箔，其特征在于，所述板厚为5μm以上且40μm以下。
(3)根据(1)或(2)所述的铁素体系不锈钢箔，其特征在于，在板厚方向上具有3个以上的晶粒。
(4)根据(1)～(3)的任一项所述的铁素体系不锈钢箔，其特征在于，表层的氮浓度为1.0质量％以下。
(5)根据(1)～(4)的任一项所述的铁素体系不锈钢箔，其特征在于，在所述铁素体系不锈钢箔的至少一个表面层叠有树脂薄膜。
能够提供即使是板厚为60μm以下的极薄不锈钢箔，鼓凸成形性也高、而且针对鼓凸成形的变形的各向异性也小的铁素体系不锈钢箔。其结果，适合用于以小型轻量化为指向的锂离子电池等的电池壳体等。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
(1.铁素体系不锈钢箔)
[不锈钢的材质]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，只要由铁素体系不锈钢构成就不特别限制。铁素体系不锈钢优选具有以下所示的组成范围。该组成范围以质量％计，含有c：0.010％以下、si：0.50％以下、mn：1.0％以下、p：0.040％以下、s：0.030％以下、cr：13.0％以上且18.0％以下、mo：1.5％以下、n：0.02％以下、sn：0.15％以下，余量包含fe和不可避免的杂质。
[板厚为5～60μm]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，以板厚为5～60μm的铁素体系不锈钢箔为对象。为了增大将该不锈钢箔应用于电池壳体的情况下的电池容量的增大效果，板厚规定为60μm以下。板厚优选为50μm以下，更优选为40μm以下，进一步优选为30μm以下。另外，板厚的下限不特别限定，但如果考虑制造技术的限制，则可以将板厚5μm作为下限。即使板厚为5μm，也能够获得本发明的效果。
[再结晶率为90％以上且100％以下]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，需要具有良好的鼓凸成形性(塑性变形能力)。具体而言，轧制后的组织通过受到加工而主要集积于(111)面，但蓄积有位错等晶格缺陷。因此，即使晶粒微细，位错密度也高，且硬化了。因此，需要根据材料来适当控制热处理条件，使组织再结晶来实现低位错密度。即，由于再结晶组织以位错密度为驱动力而形成，因此通过减小再结晶晶粒内的位错密度，抑制再结晶组织的粗大化，来确保良好的鼓凸成形性(塑性变形能力)。
再者，作为测定位错密度的方法，可例示蚀坑法等，但由于受到测定条件等影响，因此难以定量的测定。也可以通过显微镜观察来直接测定位错密度，但由于取决于观察视场，因此偏差较大。于是，本发明人发现通过测定作为反映位错密度的特性值的再结晶率，能够掌握是否进行了适当的热处理。
再结晶率可以通过(再结晶了的晶体的面积)/(观察面积)算出。“再结晶了的晶体的面积”可以通过利用光学显微镜观察铁素体系不锈钢箔的任意截面而得到。或者，可以求出通过x射线衍射而得到的(211)面的衍射峰的半值宽度来计算出。如果半值宽度为0.20度(deg)以下则再结晶率可视为90％以上，如果半值宽度为0.15度以下则再结晶率可视为95％以上，如果半值宽度为0.10度以下则再结晶率可视为100％。
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，只要再结晶率为90％以上即可。如果再结晶率为90％以上，则位错密度变得充分低，能够确保成形性。优选再结晶率为95％以上。如果后述的织构满足本发明的规定，则再结晶率可以为100％。即，本发明涉及的铁素体系不锈钢箔整体可以进行再结晶。
[织构]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，通过将再结晶率设为上述范围内，而且控制再结晶过程，从而具有特征性的织构。具体而言，在解析不锈钢箔的织构而得到的取向分布函数中，欧拉角φ2为45°±10°的情况下，欧拉角φ用53.4°±10°表示的面中，与欧拉角φ1对应的取向显示的峰强度比之中的最大的峰强度比为25以下。
详细情况会在后面描述，在不锈钢箔的织构中所含的晶粒的取向分布函数(orientationdistributionfunction：odf)中的欧拉角φ2为45°的情况下，欧拉角φ用53.4°表示的面相当于不锈钢箔的(111)面。另外，在欧拉角φ2为45°且欧拉角φ为53.4°的情况下，欧拉角φ1与(111)面上的取向对应，(111)面上的取向通过欧拉角φ1用0～90°的数值表示。再者，在本发明涉及的铁素体系不锈钢箔中，(111)面相当于轧制面。
因此，使用了上述的odf的织构的规定，涉及到存在于(111)面上以及与(111)面的偏离小的面上的晶粒的取向的峰强度比。峰强度比表示某个取向下的晶粒的集积程度。在本发明中，将该峰强度比的最大值设为特定的值以下。换言之，使存在于(111)面上以及与(111)面的偏离小的面上的晶粒的取向随机。
在轧制后的铁素体系不锈钢箔中，通过轧制有(111)面与轧制面一致的倾向，但在(111)面中定向于特定的取向的晶粒的比例较少。因此，虽然在轧制后的(111)面中，晶粒的取向比较随机，但是如上所述由于位错密度高因而成形性差。于是，通过退火处理来进行组织的回复、再结晶，从而降低位错密度。此时，如果不控制处理条件，则经由再结晶而进行晶粒的粗大化(晶粒生长)，并且定向于在能量上具有优势的取向的晶粒增加。其结果，晶粒会在(111)面上偏向特定的取向而排列。
该情况下，当不锈钢箔受到鼓凸成形等的压制成形时，虽然在有利于变形的取向(容易发生滑移的取向)上显示良好的成形性，但是有时在不利于变形的取向(难以发生滑移的取向)上成形性会恶化。于是，在如电池壳体的拐角部那样，受到使得在轧制面内在任意的方向上延伸的鼓凸成形的情况下，虽然存在显示充分的延伸(变形)的取向，但是有时以不利于变形的取向为起点发生断裂等(塑性变形能力恶化)，存在得不到期望的成形深度的情况。即，产生针对鼓凸成形的变形的各向异性。
因此，本发明中，为了减少由(111)面上的晶粒的取向度引起的成形性的各向异性，使进行退火处理从而再结晶后的(111)面上的晶粒的取向随机。即，如上所述，在解析不锈钢箔的织构而得到的odf中，欧拉角φ2为45°±10°的情况下，欧拉角φ用53.4°±10°表示的面((111)面以及与(111)面的偏离小的面)中，欧拉角φ1用0～90°表示的取向的峰强度比的最大值设为25以下。由此，能够消除铁素体系不锈钢箔的(111)面以及与(111)面的偏离小的面上的晶粒的取向的偏集，减少成形性的各向异性，即使是受到在轧制面内在任意的方向上延伸的鼓凸成形的情况也能得到充分的成形深度。
在本发明中，上述的峰强度比的最大值优选为20以下，更优选为15以下。
odf是包含与晶粒的取向的定向相关的定量性的信息的函数，基于包含晶粒的取向信息的多个极点图，采用级数展开法等进行三维性解析而得到。极点图可以采用利用x射线衍射的x射线极点图法取得，也可以采用电子背散射衍射(ebsd：electronbackscatterdiffraction)法取得。在采用x射线极点图的情况下，测定区域优选设为直径10mm左右的圆形区域。
在odf中，欧拉角的三个变量(φ1、φ和φ2)由三维正交坐标系表示，用坐标(φ1，φ，φ2)表示的点表示1个取向。因此，在某个坐标处，峰强度比大的情况下，表示具有与该坐标对应的取向的晶粒的比例多，即，晶粒在该取向上集积。再者，欧拉角采用bunge定义来规定，峰强度比采用相对于在测定成为随机取向的α-fe(粉末试样)时得到的峰的比。
在解析铁素体系不锈钢箔的织构而得到的odf中，欧拉角φ2为45°、且欧拉角φ为53.4°的情况下，坐标群(φ1，53.4°，45°)(其中，φ1为0～90°)表示(111)面上的各取向，例如在φ1为0°的情况下表示[1-10]取向。
因此，如果将φ2固定为45°，将φ固定为53.4°，并使φ1从0°到90°变化，则在集积于特定的取向的晶粒多的情况下，峰强度比变大，在集积程度少的情况下，峰强度比变小。由这样的峰强度比的变化可知在(111)面中晶粒集积(定向)于哪个取向、没有集积(没有定向)于哪个取向。如上所述，若对轧制后的组织进行退火处理，则再结晶从而晶粒进行生长，随之(111)面上的晶粒开始集积于优先的取向。因此，根据退火处理条件，坐标群(φ1，53.4°，45°)(其中，φ1为0～90°)中的各取向的峰强度比也会变化。这样，在本发明中，通过评价odf中的峰强度比来评价这样的特定的面中的晶粒的取向的集积程度。
在坐标群(φ1，53.4°，45°)中，如上所述，与晶粒集积着的取向对应的φ1的odf的值变大，因此在使φ1从0°到90°变化的情况下，在与晶粒集积着的取向对应的φ1中，峰强度比显示极大值。显示极大值的点(极大点)的数量，与晶粒容易集积的取向的数量对应，也有存在多个极大点的情况。在本发明中，将极大点的峰强度比之中的最大的峰强度比(峰强度比的最大值)设为25以下。通过设定峰强度比的上限，能够使(111)面上的晶粒的取向随机，因而能够抑制变形的各向异性。
再者，在轧制后的组织中，虽然晶粒的多数存在于(111)面，但是也会较多地存在稍微偏离了(111)面的面取向的晶粒。因此，在本发明中为了也评价稍微偏离了(111)面的面取向的晶粒的集积度，对存在于φ2为45°±10°、φ为53.4°±10°的面的晶粒的取向进行评价。即，对于φ2和φ设定容许角度(toleranceangle)。
另外，峰强度比越小，表示该取向的晶粒越不集积，即，越变得随机。因此，在再结晶前的轧制后的组织中，也有时该峰强度比为上述的范围内，但在再结晶前的轧制后的组织中，再结晶率低，且处于本发明的范围外，因此从本发明中排除。
[在板厚方向上晶粒为3个以上]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，优选在板厚方向上存在3个以上的晶粒。板厚方向的晶粒数，可以在板厚方向的任意截面中，基于jisg0551测定晶体粒径而算出平均晶体粒径，板厚除以平均晶体粒径，将所得到的商作为板厚方向的晶粒数。再者，在晶粒为等轴晶粒的情况下，可以在与板厚方向正交的面中进行测定，来算出平均晶体粒径。
或者，在任意的截面内沿板厚方向划3条以上的任意的直线，数出这些直线穿过的晶粒的个数，将它们进行算术平均而求出。此时，晶粒与表面接触的情况下，按0.5个来计数。另外，在直线沿着晶界的情况下，也可以分别计数构成晶界的多个晶体。但不锈钢箔的宽度方向的两端部容易受到退火的影响，因此不适合于测定晶粒数。因此，优选将不锈钢箔的宽度方向的两端部除外，沿板厚方向划任意的直线，来测定晶粒数。例如，可以通过在不锈钢箔的宽度方向的中央(从一端起算1/2宽度的位置)以及两端与中央的中间(从一端起算1/4宽度和3/4宽度的两个位置)这三处计数晶粒的个数，将它们进行算术平均，来评价该不锈钢箔的板厚方向的晶粒数。
如果这样求出的晶粒数为3个以上，则塑性变形能力提高，鼓凸成形性良好，因而优选。即，为了使各个晶粒塑性变形为任意的形状，需要满足vonmises条件，使多个滑移系发生多重滑移。但是，如果板厚方向的晶粒数少，则相对于变形方向没有满足vonmises条件的取向的晶粒(变形能力差的晶粒)在厚度方向上排列的概率变高。于是，在压制加工时这些晶粒无法追随箔整体的变形，因此会成为断裂的起点。另一方面，如果在板厚方向上存在3个以上的晶粒，则即使存在变形能力差的晶粒，周围的晶粒也变形为任意的形状，能够维持箔整体的变形，因此，其结果是塑性变形能力提高。
进而，如果根据板厚来确定板厚方向的晶粒数，则能够更加确保塑性变形能力，因而优选。由于板厚度越厚，变形阻力就越大，因此优选板厚度越厚就越增多晶粒数。具体而言，在板厚为15μm以上的情况下，板厚方向的晶粒数优选为4个以上，特别是板厚为40μm以上的情况下，更优选为5个以上。由此，能够进一步提高塑性变形能力。再者，在铁素体系不锈钢箔的板厚小于15μm的情况下，由板厚带来的对板厚方向的晶粒数的影响变为可忽视的程度。
晶粒数的上限不特别限定。原因是板厚方向的晶粒数根据铁素体系不锈钢箔的板厚而变化。如果晶粒数为3个以上，则晶粒的大小(以jisg0051为基准的晶体粒径(以下在本说明书中只要没有特别说明就称为“晶体粒径”。))不特别限定。原因是上述的多重滑移不是由晶粒的大小决定，而是由厚度方向的晶粒的数量决定。
[表层的氮浓度]
如上所述，在将不锈钢箔的表面氮化了的情况下，特别是当板厚变薄时，由氮化导致的表层硬化引起的各种问题明显化。因此，优选不锈钢箔的表层没有氮化。所谓“表层没有氮化”意味着表层的氮浓度为1.0质量％以下。在此，表层是指在俄歇电子能谱法的测定中氧浓度成为峰值的一半的厚度，氮浓度是指表层中的平均的浓度。
再次重复说明，在不锈钢箔的表层氮化了的情况下，在压制加工时表层因氮化而变硬，从而会成为断裂的起点，因此压制成形性降低。这在板厚较薄、为60μm以下的本发明涉及的不锈钢箔中，相对地表面的影响增大，因此变得显著的课题。通过将氮浓度设为上述的范围，能够不产生表层的断裂(开裂)而进行变形，因此可得到良好的压制成形性。因此，优选：在不锈钢箔表层中不使氮浓化，如上述那样表层的氮浓度设为1.0质量％以下。表层的氮浓度的下限不需要特别限定。下限与以不锈钢箔整体来评价的氮含量相等。即，在一般的sus430等的不含氮的钢种的情况下，作为不可避免的杂质的氮的含量水平成为下限。
为了使不锈钢箔的表层的氮浓度成为1质量％以下，可以通过将退火气氛中的氮浓度设为0.1体积％以下来控制。
[层压]
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，与通常的层压不锈钢箔同样，可以在其表面层叠(层压)树脂薄膜，来制成层压铁素体系不锈钢箔。通过层叠树脂薄膜，能够提高在电解液中的耐腐蚀性，能够进一步提高向以锂离子电池为首的电池的壳体的适用性。
树脂薄膜的层叠，可以对不锈钢箔的两个表面实施，也可以对任一个表面实施。
关于不锈钢箔与树脂的剥离强度，通过在不锈钢箔的表面设置适当厚度的铬酸盐处理层，能得到需要的性能。例如，专利文献5公开了下述技术：在不锈钢箔的至少一个面设置厚度为2～200nm的铬酸盐处理层，在铬酸盐处理层的表面层叠含有极性官能团的聚烯烃系树脂。
另外，关于压制加工后的树脂的白化，可通过将树脂的设计最佳化来防止。具体而言，使热层压后的树脂成为非晶质即可，为此，加快热层压时的冷却速度即可。例如，将120℃～80℃的范围的冷却速度设为20℃/s以上即可。
(2.铁素体系不锈钢箔的制造方法)
接着，对本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的制造方法进行说明。
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的制造工序，与通常的不锈钢箔的制造工序大致相同。即，对不锈钢带进行箔轧制，然后洗涤表面，进行最终退火，根据需要进行调质轧制(平整轧制)，来制造不锈钢箔。再者，可以根据供箔轧制的坯料即不锈钢带的板厚，将箔轧制工序分为多次(多段轧制)，并在各箔轧制工序之间进行中间退火。但是，为了得到本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，如上所述，对最终箔轧制中的压下率和最终退火中的温度进行控制是很重要的。
[压下率]
在箔轧制中，通过进行强压下轧制，能够向不锈钢中导入成为再结晶的核生成位点的位错。压下率越高，所导入的位错越增加。位错密度通过压下率和轧制后实施的退火处理共同控制。因此在进行两次以上的箔轧制的情况下，优选以强压下的方式进行最终的箔轧制、也就是即将最终退火前的箔轧制。
在本发明中，压下率可以设为50％以上，另外，可能的话，优选设为60％以上，更优选为70％以上。另外，最终退火前的箔轧制中的压下率可以设为50％以上。从确保位错密度的观点出发，优选设为60％以上，进一步优选设为70％以上。
再者，压下率用下式定义。
压下率＝(轧制前板厚-轧制后板厚)/(轧制前板厚)
在箔轧制中，当然会减少板厚，由于导入位错也成为目标，因此压下率的上限不特别限定。但是，理论上压下率不会是100％，现实的压下率的上限为95％左右。
在分为多次来进行箔轧制的情况下，优选在中间的箔轧制和与之接续的中间退火中也控制材料的结构。该情况下也与最终箔轧制同样地进行即可。即，可以将各箔轧制中的压下率设为50％以上。但是，如上所述，即将最终退火前的箔轧制最有效，因此优选将最终箔轧制的压下率设定得比其它的箔轧制的压下率高。
[退火温度]
箔轧制后的退火(最终退火)担负着用于减少位错密度、使再结晶进行的重要任务。关于本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，如上所述，目的在于减少位错密度，使再结晶进行，并且抑制晶粒生长，抑制在(111)面等上向特定的取向的集积。
在本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的情况下，优选将退火温度设为850℃以上且950℃以下。当为850℃以下时，位错密度不会减少，因此再结晶率变低。另一方面，如果超过950℃则晶体粗大化，并且在(111)面等上沿特定的取向进行定向，无法得到良好的成形性。退火温度的下限优选比850℃高一些，优选设为860℃，进一步优选设为870℃。
从抑制晶体取向的集积的观点出发，退火温度的上限优选比950℃低一些，优选设为940℃，更优选设为930℃。
[退火保持时间]
在上述的退火温度保持不锈钢箔的时间，优选设为3秒以上且30秒以下。如果低于3秒，则热处理不充分，再结晶没有充分进行，得不到本发明所规定的再结晶率。另一方面，如果超过30秒，则再结晶晶粒粗大化，并且在(111)面等上沿特定的取向进行定向，不能够得到良好的成形性。
[退火气氛]
为了不使不锈钢箔的表面氮化，退火气氛设为氢气或氩气等的稀有气体。再者，优选在退火气氛中完全不含氮，但可以某种程度地允许从大气中不可避免地混入的氮。为了使表面层的氮浓度为1.0质量％以下，退火气氛中的氮浓度为0.1体积％以下即可。
[中间退火]
在设为多次的箔轧制工序的情况下，对于中间退火的条件不特别规定，但优选为850℃以上且950℃以下。由于希望晶界也成为再结晶的核，并在箔轧制前被较多地导入，因此希望通过设为上述的温度范围来抑制再结晶晶粒的粗大化。
实施例
作为本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的实施例，将具有sus430的成分的不锈钢带在表1所记载的轧制条件下利用箔轧制机进行轧制，由此制造了具有表1所记载的厚度的铁素体系不锈钢箔。
在此，压下率表示即将最终退火前的冷态箔轧制工序中的压下率，最终退火温度表示在轧制工序完了后实施的最终退火工序中的温度，保持时间表示在最终退火温度下保持不锈钢箔的时间。
退火气氛设为0.1体积％氮气-99.9体积％氢气的混合气体。
关于再结晶率，通过将轧制方向截面作为观察面进行镜面研磨、腐蚀并观察，求出在总板厚×500μm宽的范围中再结晶了的晶粒的面积，计算(再结晶了的晶体的面积)/(观察面积)而得到。
最终退火后的不锈钢箔的织构，采用x射线衍射法测定，并进行了odf解析。作为x射线衍射装置，使用リガク制的rint2500，测定了直径为10mm的范围。
关于表层的氮浓度，采用俄歇电子能谱法(aes)进行测定。对从不锈钢箔表面起直到30nm的深度的范围进行测定，将直到氧浓度成为峰值的一半的浓度的深度为止的平均的氮浓度作为表层的氮浓度。
关于板厚方向的晶粒数，沿板厚方向切取试样，进行截面研磨后实施腐蚀，然后用显微镜进行观察，然后根据jisg0551标准测定晶体粒径，算出平均晶体粒径，板厚除以平均晶体粒径所得到的商作为板厚方向的晶粒数。
另外，使用最终退火后的不锈钢箔，在其一面设置10nm厚的铬酸盐处理层，然后层压聚丙烯薄膜，在其另一面层压聚酯薄膜或尼龙薄膜，制作出约100mm见方的样品。在这些样品的中央，以尺寸为长40mm×宽30mm、r1.5mm的冲头、r1.5mm的冲模、间隙为0.3mm的条件进行压制成形，评价了没有产生褶皱和裂纹的最大的深度。将成形深度为3.0mm以上的情形判为良好。评价结果示于表1。
如表1所示，本发明涉及的铁素体系不锈钢箔的实施例，在本发明中规定的峰强度低，其结果，成形深度为3.0mm以上。
比较例1，由于最终退火温度高，因此再结晶充分进行，而且一边晶粒生长，一边再结晶了的晶粒集积于特定的取向，峰强度变大。其结果，针对鼓凸成形产生各向异性，成形深度小。
比较例2，由于最终退火温度低，因此没有充分进行再结晶化，再结晶率变低。其结果，成形深度变小。再者，由于最终退火温度低，因此是接近于轧制后的组织的状态，晶粒的取向变得随机。
由以上结果可确认出，实施例和比较例，关于成形深度存在0.7mm以上的差异。该差异如以下所示是非常有意义的差异。即，在不锈钢箔例如应用于智能手机等小型且轻量的电子设备中所搭载的电池壳体的情况下，电池壳体的厚度需要为数mm左右。在这样的状况下，如果成形深度增大0.7mm以上，则相当于电池壳体的厚度的20％以上，大大有助于电池容量的增大。因此，本发明的效果非常大。
产业上的可利用性
本发明涉及的铁素体系不锈钢箔，能够应用于小型电子设备用的锂离子电池等的电池壳体等。