奧氏體系不銹鋼鋼板的制作方法

本發(fā)明涉及奧氏體系不銹鋼鋼板。

背景技術(shù)：

在精密加工、特別是光蝕刻加工、進而在之后利用擴散接合等施加熱的加工中使用奧氏體系不銹鋼鋼板。光蝕刻加工為如下方法：在作為原材料的金屬板的表面形成基于光致抗蝕劑法的圖案之后，通過基于噴射、浸漬的蝕刻而使金屬板熔融，將金屬板加工成與光致抗蝕劑圖案大致相同的形狀的方法。此外，激光加工為基于cad數(shù)據(jù)等，用激光使金屬板的表面熔融，而形成孔、規(guī)定的圖案的加工方法。

如此加工而成的金屬板在金屬遮蔽等中使用，因此對金屬板的原材料要求具有優(yōu)異的平坦性、硬度高，特別是在光蝕刻加工的情況下，提出為了抑制污物是低碳含量、蝕刻面是平滑的、進而在半蝕刻處理后翹曲也小的要求。

此外，在最近，將實施了光蝕刻加工、激光加工的不銹鋼鋼板層疊，在700℃程度以上進行擴散接合處理，制造熱交換器、復(fù)雜的流路部件的情況也增加。對于這樣的用途，在上述的各特性的基礎(chǔ)上，也要求接合性是良好的、加熱后的體積變化、收縮小。

例如，專利文獻1中公開了利用表面光軋來調(diào)整不銹鋼鋼箔的硬度，之后，邊賦予張力邊進行熱處理的方法(張力退火法)，從而實現(xiàn)光蝕刻加工用材料的平坦化和應(yīng)力松弛的方法。

專利文獻2中公開了如下方法：利用表面光軋來調(diào)整奧氏體系不銹鋼鋼帶的硬度，之后，進行基于張力平整機的矯正，之后，賦予相當(dāng)于0.2％耐力的0.7～1.0倍的張力，進而，在700～800℃下實施退火處理，從而制造蝕刻后的平坦性優(yōu)異的不銹鋼鋼板的方法。

通過由專利文獻2公開的方法來制造的不銹鋼鋼板通過最終的在700～800℃下的退火處理，使由表面光軋、張力平整機矯正而附加到原材料上的加工應(yīng)變消失，從而減少內(nèi)部的殘余應(yīng)力，抑制半蝕刻后的翹曲。此外，該不銹鋼鋼板具有如下特征：在700～800℃下的退火時馬氏體逆相變?yōu)閵W氏體，因此，即使在之后的擴散接合時施加熱，體積變化、熱收縮也小。

進而，專利文獻3中作為擴散接合性優(yōu)異的不銹鋼，公開了：具有箔厚方向的平均晶粒尺寸為0.001～5μm的微細的晶粒的al含量為0.5～8％(本說明書中，涉及化學(xué)組成的“％”若沒有特別限定，則意味著“質(zhì)量％”)的鐵素體系不銹鋼鋼箔。

現(xiàn)有技術(shù)文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特公平4－69229號公報

專利文獻2：日本專利第3573047號說明書

專利文獻3：日本專利第3300225號說明書

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明要解決的問題

由專利文獻1所公開的方法中，在爐內(nèi)能夠賦予不銹鋼鋼箔張力的特殊的退火設(shè)備是必要的，或者為了進行充分的應(yīng)力松弛而需要在400℃左右的低溫并且低速下進行通板，因此存在生產(chǎn)率降低、光蝕刻加工用材料的制造成本上升的問題。

此外，在通過由專利文獻1公開的方法而制造的不銹鋼鋼箔之中，雖然滿足光蝕刻時的必要特性，但還存在光蝕刻后的擴散接合時等的體積變化、熱收縮大的問題。該問題在通過激光加工而施加熱時也是同樣的。根據(jù)本發(fā)明人等的研究結(jié)果，認為該問題的原因是因為由表面光軋而生成的加工誘發(fā)馬氏體在張力退火后仍殘存，因此在之后的擴散接合時施加熱時，馬氏體逆相變?yōu)閵W氏體。

對于通過由專利文獻2公開的方法而制造的不銹鋼鋼板，存在由于加工應(yīng)變的消失而使在低碳含量材料中未得到足夠的硬度的問題。

進而，認為由專利文獻3公開的發(fā)明以鐵素體系不銹鋼為對象，但即便在奧氏體系不銹鋼中，存在通過使晶粒微細從而使擴散接合性提高的可能性。

本發(fā)明的目的在于提供可以兼具在由專利文獻1、2公開的發(fā)明中未得到的、以下列舉的2個特性：光蝕刻時、激光加工時的必要特性(特性i)以及在通過擴散接合、激光加工等而施加熱的用途中所使用時的必要特性(特性ii)，例如適于激光金屬遮蔽用途等的供于精密加工的材料的奧氏體系不銹鋼鋼板以及其制造方法。

(特性i)作為光蝕刻時、激光加工時的必要特性，原材料是平坦的；具有高硬度；進而為了抑制光蝕刻時的污物是低碳含量的；即便在半蝕刻處理后翹曲也??；蝕刻面、激光加工面是平滑的。

(特性ii)作為由擴散接合、激光加工等施加熱的用途中所使用時的必要特性，由加熱所導(dǎo)致的體積變化、收縮小。

用于解決問題的方案

圖1的(a)～圖1的(c)為示意性地示出板內(nèi)部以及板表面的加工應(yīng)變的分布的說明圖。

如圖1的(a)所示，以往的基于表面光軋、張力平整機的矯正后的板加工應(yīng)變分布成為在板表面變大并且在板內(nèi)部變小的分布。在該狀態(tài)下，進行半蝕刻時，在板表面的附近的壓縮應(yīng)力釋放，半蝕刻面產(chǎn)生凸起的翹曲。

對此，如由專利文獻2公開的那樣，進行在700～800℃自30秒鐘至10分鐘左右的退火(sr處理：應(yīng)力消除(stressrelief)的省略，以殘留應(yīng)力除去為主要目的的熱處理)，從而如圖1的(b)所示，可以使包含板表面以及板內(nèi)部的板整體的加工應(yīng)變消失，由此，可靠地抑制半蝕刻后的翹曲的產(chǎn)生。然而如上所述，加工應(yīng)變消失，因此板的硬度降低，有時不能滿足作為蝕刻材料近年來所要求的特性。

本發(fā)明人等為了解決這些問題而反復(fù)深入研究，結(jié)果，發(fā)現(xiàn)如圖1的(c)所示，使一定的加工應(yīng)變在板厚方向上均勻地殘存，而并不是通過sr處理使板整體的加工應(yīng)變消失，由此抑制半蝕刻后的翹曲產(chǎn)生的同時，可以滿足作為蝕刻材料所要求的硬度。

然而，僅單純地使以往的sr處理低溫化，由表面光軋以及張力平整機矯正而生成的加工誘發(fā)馬氏體(α’)殘存，擴散接合時的體積變化變大。此外，僅單純地使sr處理短時間化，雖然加工誘發(fā)馬氏體(α’)消失但加工應(yīng)變未消失，半蝕刻后的翹曲變大。

圖2的(a)～圖2的(c)為示出各種sr處理條件的說明圖。

因此，本發(fā)明人等進一步重復(fù)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)為了如圖1的(c)所示的在板厚方向具有均勻的加工應(yīng)變并且降低加工誘發(fā)馬氏體量，并不是如圖2的(a)中所示的以往的sr處理條件那樣同時進行通過高溫并且長時間的熱處理而使加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變、以及加工應(yīng)變的消失，而是在表面光軋以及基于張力平整機的矯正后，如圖2的(b)、圖2的(c)所示，采用具備如下熱處理x工序和熱處理y工序的sr處理條件是有效的：熱處理x工序，通過實施以板厚表面的溫度計、以升溫速度10℃/秒以上加熱至700～800℃，并在該溫度區(qū)域保持10秒鐘以下，然后以在板表面的冷卻速度10℃/秒以上進行冷卻的熱處理，從而進行加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變；和，熱處理y工序，通過實施在600℃以上且不足700℃的溫度區(qū)域保持10秒以上的熱處理，從而進行加工應(yīng)變的調(diào)整。

需要說明的是，熱處理x工序以及熱處理y工序的順序沒有限制，可以在進行熱處理x工序之后，進行熱處理y工序、或在進行熱處理y工序之后進行熱處理x工序。任意情況下均可以滿足本發(fā)明中所要求的特性。此外，即便接著熱處理x工序連續(xù)地進行熱處理y工序，即便接著熱處理y工序連續(xù)地進行熱處理x工序，均可以滿足本發(fā)明中所要求的特性。

對于本發(fā)明作為對象的化學(xué)組成而言，由冷軋或進而由張力平整(tensionleveling)生成的加工誘發(fā)馬氏體由于以剪切型(無擴散)地逆相變?yōu)閵W氏體，因此在上述那樣短的保持時間下也會消失。

由本發(fā)明而提供的奧氏體系不銹鋼鋼板由于如此減少了加工誘發(fā)馬氏體(α’)，因此擴散接合的加熱時的加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變所導(dǎo)致的體積變化等得以抑制。此外，通過激光加工等而施加熱的情況也同樣地，在加工面的加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變所引起的形狀變化得以抑制。

另一方面，加工應(yīng)變在以短時間進行700℃以上的sr處理的情況下，其幾乎全部殘存，因此無法如圖1的(c)所示使一定的加工應(yīng)變在板厚方向上均勻地殘存。然而，在更低溫的區(qū)域進行恰當(dāng)時間的sr處理，從而在加工應(yīng)變多的表面附近的擴散優(yōu)先進行，可以實現(xiàn)如圖1的(c)所示使一定的加工應(yīng)變在板厚方向上均勻地殘存。

需要說明的是，為了定量地評價加工應(yīng)變，可以活用由x射線衍射測定得到的峰的半值寬度。應(yīng)變量多時，晶格間距離自原本的長度伸縮，其行為在由x射線衍射測定得到的峰的半值寬度中體現(xiàn)。即，應(yīng)變量越多，晶格間距離與原本的長度相比長的情況或短的情況越增加，因此峰的半值寬度變大。

本發(fā)明如以下所列舉的那樣。

一種奧氏體系不銹鋼鋼板，其具有如下化學(xué)組成：

以質(zhì)量％計，

c：0.03％以下、

si：1.0％以下、

mn：1.5％以下、

cr：15.0～20.0％、

ni：6.0～9.0％、

n：0.03～0.15％、

nb：0～0.50％、

v：0～0.50％、

ti：0～0.20％、

cu：0～1.5％、

mo：0～2.0％，

余量為fe以及不可避免的雜質(zhì)，

由下述(1)式計算的md30值為30.0～50.0℃，

md30值(℃)＝497-462(c+n)-9.2(si)-8.1(mn)-13.7(cr)-20(ni+cu)-18.7(mo)·····(1)

其中，(1)式中的元素標記表示各元素的含量，

所述奧氏體系不銹鋼鋼板具有如下金相組織：

加工誘發(fā)馬氏體量的平均值以體積率計為5.0％以下，

奧氏體粒徑的平均值為5.0μm以下，

板表面以及板中心各自的γ(220)相的x射線衍射半值寬度為0.50°以上，并且它們的差為0.10°以下。

需要說明的是，例如，對奧氏體系不銹鋼冷軋鋼帶進行30％以上的壓下率的表面光軋而調(diào)整硬度，之后，根據(jù)需要，進行基于張力平整機的矯正，然后，進行具備下述的熱處理x以及熱處理y的熱處理，從而可以制造本發(fā)明所述的奧氏體系不銹鋼鋼板。

熱處理x：以在板表面的升溫速度10℃/秒以上加熱至700～800℃，在該溫度區(qū)域保持10秒鐘以下，然后以在板表面的冷卻速度10℃/秒以上進行冷卻的熱處理，

熱處理y：在600℃以上且不足700℃的溫度區(qū)域保持10秒以上的熱處理。

發(fā)明的效果

通過本發(fā)明，可以得到兼具光蝕刻、激光加工時的必要特性(原材料是平坦的；具有高硬度；為了抑制光蝕刻時的污物是低碳含量的；在半蝕刻處理后翹曲也??；蝕刻面、激光加工面是平滑的)，以及在由擴散接合、激光加工等施加熱的用途中所使用時的必要特性(由加熱所導(dǎo)致的體積變化、收縮小)的奧氏體系不銹鋼鋼板。本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼鋼板例如適于用于激光金屬遮蔽用途等的精密加工的材料。

附圖說明

圖1的(a)～圖1的(c)為示意性地示出板內(nèi)部以及板表面的加工應(yīng)變的分布的說明圖。

圖2的(a)～圖2的(c)為示出各種sr處理條件的說明圖。

具體實施方式

說明用于實施本發(fā)明的方式。

1.本發(fā)明中所述的奧氏體系不銹鋼鋼板

本發(fā)明以準穩(wěn)定奧氏體系不銹鋼為對象，從蝕刻面的平滑性等的觀點出發(fā)，期望平均晶粒徑小、以及在蝕刻時不出現(xiàn)污物，化學(xué)組成如以下那樣規(guī)定。

(1－1)化學(xué)組成

[c：0.03％以下]

c含量超過0.03％時，在制造時以粗大的cr碳化物的方式在晶界析出，在蝕刻時成為污物產(chǎn)生的原因，因此c含量越少越好。然而，c為可以廉價地提高鋼板的強度的元素，因此在沒有污物的壞影響的0.03％以下的范圍含有即可。因此，c含量設(shè)為0.03％以下。在嚴格要求蝕刻后的平滑性的用途中，期望將c含量設(shè)為0.02％以下。c含量優(yōu)選設(shè)為0.012％以下。

[si：1.0％以下]

si作為熔煉時的脫氧材料而使用，也有助于鋼的強化。然而，si含量超過1.0％時，使蝕刻速度降低。因此，si含量設(shè)為1.0％以下。期望為0.8％以下，更期望為0.6％以下。si含量進一步期望為0.3％以下。

[mn：1.5％以下]

mn有助于熱加工時的脆性斷裂的防止和鋼的強化。然而，mn為強力的奧氏體生成元素，因此mn含量超過1.5％時，在冷軋時生成的加工誘發(fā)馬氏體變少，在之后的退火中不能得到微細晶粒。因此，mn含量設(shè)為1.5％以下。期望為1.2％以下。

[cr：15.0～20.0％]

cr為不銹鋼的基本元素，含有15.0％以上，從而在鋼材表面形成金屬氧化物層，實現(xiàn)提高耐腐蝕性的作用。然而，cr為強力的鐵素體穩(wěn)定化元素，因此cr含量超過20.0％時，生成鐵素體，該鐵素體使原材料的熱加工性劣化。因此，cr含量設(shè)為15.0％以上且20.0％以下。

[ni：6.0～9.0％]

ni為奧氏體生成元素，為用于在室溫下穩(wěn)定地得到奧氏體相的元素。因此，ni含量的下限設(shè)為6.0％。優(yōu)選下限為6.1％。然而，ni含量超過9.0％時，使奧氏體相過度穩(wěn)定化，抑制冷軋時的加工誘發(fā)馬氏體相變。進而，ni為昂貴的元素，ni含量的增大導(dǎo)致成本的大幅上升。因此，ni含量的上限設(shè)為9.0％。優(yōu)選上限為8.9％。

[n：0.03～0.15％]

n與c同樣地為固溶強化元素，有助于鋼的強度提高。此外，n與nb結(jié)合以微細的nb化合物的形式在退火時析出，具有抑制晶粒生長的效果。因此，n含量設(shè)為0.03％以上。然而，n含量超過0.15％時，在鋼板的制造過程中大量生成粗大的氮化物，這些粗大的氮化物成為斷裂起點，使熱加工性顯著地劣化，使制造困難。因此，n含量設(shè)為0.15％以下。優(yōu)選上限為0.13％。

[通過上述(1)式而求出的md30值：30.0℃以上且50.0℃以下]

本發(fā)明作為對象的準穩(wěn)定奧氏體系不銹鋼通過活用冷軋時的奧氏體加工誘發(fā)馬氏體(馬氏體)相變、和之后的熱處理的加工誘發(fā)馬氏體奧氏體逆相變，從而得到微細晶粒。md30值不足30.0℃，奧氏體穩(wěn)定度高，在冷軋時難以生成足夠的加工誘發(fā)馬氏體。另一方面，md30值超過50.0℃時，奧氏體穩(wěn)定度低，因此冷軋的負載變大。因此，md30值設(shè)為30.0℃以上且50.0℃以下。優(yōu)選下限為36.0℃、優(yōu)選上限為48.0℃。

[nb：0～0.50％]

[v：0～0.50％]

[ti：0～0.20％]

nb、v、ti是生成微細的碳化物或者氮化物、通過釘軋效果抑制晶體的粒生長、對原材料的晶粒的微細化有效的元素。晶粒的微細化有助于蝕刻面的平滑性提高等。因此，可以含有這些元素。然而，nb、v、ti的含量過多時，存在抑制重結(jié)晶，在退火后未重結(jié)晶部大量殘存的壞影響。此外，這些元素的大量添加直接關(guān)系到原材料的成本上升。因此，對于含有這些元素情況的上限值，nb、v設(shè)為0.50％、ti設(shè)為0.20％。對于這些元素的含量的優(yōu)選下限，nb為0.001％、v為0.001％、ti為0.001％。

[mo：0～2.0％]

mo為了提高材料的耐腐蝕性，可以適宜添加。然而，mo含量超過2.0％時，阻礙蝕刻，帶來成本的上升。因此，含有mo時，其含量設(shè)為2.0％以下。期望設(shè)為1.8％以下、更期望設(shè)為1.0％以下。mo含量的優(yōu)選下限為0.001％。

[cu：0～1.5％]

cu為奧氏體生成元素，為可以調(diào)整奧氏體相的穩(wěn)定度的元素，因此可以適宜添加。然而，cu含量超過1.5％時，在制造過程中在晶界偏析，該晶界偏析使熱加工性顯著劣化，制造變困難。因此，含有cu時，其含量的上限值設(shè)為1.5％。期望為1.4％以下。cu含量的優(yōu)選下限為0.001％。

(1－2)金相組織

[加工誘發(fā)馬氏體量的平均值：以體積率計5.0％以下]

加工誘發(fā)馬氏體量多時，由擴散接合、激光加工等施加熱時，相變?yōu)閵W氏體相，這是成為體積變化的要因。因此，加工誘發(fā)馬氏體量的平均值以體積率計設(shè)為5.0％以下。加工誘發(fā)馬氏體量的平均值為由x射線衍射測定得到的峰的積分強度算出的(b.d.cullity,elementofx-raydiffraction.addison-wesley,1978)。對于加工誘發(fā)馬氏體量的平均值，具體而言，由下述式(2)以及式(3)求出。其中，cγ、cα分別為奧氏體相、馬氏體相的體積率，iγ、iα為源自奧氏體相、馬氏體相的x射線衍射峰的積分強度，rγ、rα為由下述式(4)求出的系數(shù)。其中，v為晶胞的體積、f為結(jié)構(gòu)因子、p為多重性因子、θ為入射角、e^-2m為溫度因子。

cγ+cα＝1·····(2)

iγ/iα＝rγcγ/rαcα·····(3)

r＝(1/v²)[f²p(1+cos²2θ)/(sin²θcosθ)](e^-2m)····(4)

[奧氏體粒徑的平均值：5.0μm以下]

通過使奧氏體粒徑的平均值小至5.0μm以下，從而使蝕刻面變平滑，進而提高擴散接合性。因此，本發(fā)明中，將奧氏體粒徑的平均值的上限設(shè)為5.0μm。

奧氏體粒徑的平均值如以下所示而算出。首先，用ebsd測定原材料的軋制方向垂直截面，將由取向差15°以上的邊界圍成的區(qū)域看作一個晶粒，從規(guī)定的面積中所含的晶粒的數(shù)目算出每1個晶粒的平均面積s，由平均面積s算出根據(jù)下述式(5)而求出的奧氏體粒徑d。

d＝(2s/π)^0.5·····(5)

[板表面以及板中心各自所測定的奧氏體γ(220)相的x射線衍射半值寬度：均為0.50°以上，它們的差：0.10°以下]

如前所述，本發(fā)明的基本思想之一是控制板厚方向的應(yīng)變量的分布。本發(fā)明中，為了維持原材料的硬度，板表面以及板中心各自的應(yīng)變量需要為一定以上，以將其設(shè)為半值寬度0.5°以上來規(guī)定。

此外，為了抑制在半蝕刻加工等中的板的翹曲、變形，板表面以及板中心各自的應(yīng)變量的差需要小，以將其設(shè)為板表面以及板中心各自的半值寬度的差為0.1°以下來規(guī)定。

x射線衍射測定中，特性x射線使用co－kα射線，使用γ(220)的半值寬度。板厚中心部的測定是在遮蔽單面、進行化學(xué)研磨直至板厚成為一半為止的研磨面上進行測定。

2.制造方法

(2－1)表面光軋以及張力平整機矯正

對于本發(fā)明中所述的奧氏體系不銹鋼鋼板，對具有上述的化學(xué)組成的奧氏體系不銹鋼冷軋鋼帶進行以30％以上的壓下率計的表面光軋而調(diào)整硬度。即、在最終退火后實施表面光軋，從而調(diào)整硬度。具體而言，為了確保規(guī)定為hv370的304－h(huán)規(guī)格左右以上的硬度，進行以30％以上的壓下率計的表面光軋。

表面光軋后的奧氏體系不銹鋼鋼板有時成為波形狀，因此為了確保板的平坦度，期望實施利用張力平整機進行的張力平整處理而矯正形狀。

對于表面光軋以及張力平整機矯正，若為作為該種方法而公知慣用的手段即可，不限定于特定的手段。

(2－2)sr處理

以往的sr處理中，如圖2的(a)所示，以700～800℃左右實施一定時間，從而如圖1的(b)所示，使板整體的加工應(yīng)變消失。

與之相對，對于本發(fā)明方法，通過實施具備下述的熱處理x以及熱處理y的熱處理，從而進行加工應(yīng)變的調(diào)整。

熱處理x：以在板表面的升溫速度10℃/秒以上加熱至700～800℃，在該溫度區(qū)域保持10秒鐘以下，然后，以在板表面的冷卻速度10℃/秒以上進行冷卻的熱處理x，

熱處理y：在600℃以上且不足700℃的溫度區(qū)域保持10秒以上的熱處理。

本發(fā)明方法的熱處理若為具備熱處理x以及熱處理y的熱處理即可，例如，如圖2的(b)或圖2的(c)所示，可以為進行熱處理x之后，進行熱處理y的熱處理、或也可以為在進行熱處理y之后進行熱處理x的熱處理。由此，如圖1的(c)所示，可以使一定的加工應(yīng)變在板厚方向上均勻地殘存，抑制半蝕刻后的翹曲的產(chǎn)生并且可以滿足作為蝕刻材所要求的硬度。

熱處理x中，其升溫速度不足10℃/秒的情況、熱處理溫度超過800℃的情況、熱處理時間超過10秒的情況、或冷卻速度不足10℃/秒的情況下，不僅向奧氏體的逆相變過度，而且加工應(yīng)變也過度松弛，難以得到需要的強度。另一方面，其熱處理溫度低至不足700℃的情況下，向奧氏體的逆相變變得不充分。因此，以在板表面的升溫速度10℃/秒以上加熱至700～800℃，在該溫度區(qū)域保持10秒鐘以下，然后以在板表面的冷卻速度10℃/秒以上進行冷卻。升溫速度依賴于使用的設(shè)備性能，從均勻地加熱、抑制基于熱應(yīng)變的形狀不良的觀點出發(fā)，期望為50℃/秒以下。冷卻速度期望為20℃/秒以下。對于熱處理y，從僅使鋼板表面附近的加工應(yīng)變消失的觀點出發(fā)，在600℃以上且不足700℃的溫度區(qū)域保持10秒鐘以上。熱處理時間期望設(shè)為180秒鐘以下。

此外，如圖2的(b)所示，在熱處理x的冷卻時，可以連續(xù)地移動到熱處理y，或者如圖2的(c)所示，可以通過熱處理x中的冷卻，冷卻至低于熱處理y的溫度的溫度(例如常溫)，之后進行再加熱、進行熱處理y。

通過以上的制造方法，可以制造上述的本發(fā)明所述的奧氏體系不銹鋼鋼板。

實施例

表1中示出本實施例中使用的鋼種a～k的化學(xué)組成。鋼種a～h滿足本發(fā)明中規(guī)定的化學(xué)組成、鋼種i、j、k不滿足本發(fā)明中規(guī)定的化學(xué)組成。

[表1]

表1

*意味著在本發(fā)明中規(guī)定的范圍外

熔煉具有鋼種a～k的化學(xué)組成的小型鑄錠，依次進行切削加工、熱軋、退火以及脫氧化皮之后，重復(fù)3次冷軋以及退火，從而制成板厚0.2mm的不銹鋼鋼板。此時的各不銹鋼鋼板的平均晶粒徑除鋼種i、j以外均為約2μm。不滿足本發(fā)明中規(guī)定的化學(xué)組成的鋼種i、j在上述工序不能得到微細晶粒組織。

之后，以表2中示出的表面光軋率進行表面光軋，然后實施張力平整機矯正，進一步以表2中示出的條件實施sr處理。然后，使用上述的測定法進行完成了sr處理的不銹鋼鋼板的加工誘發(fā)馬氏體(α’)量測定、奧氏體粒徑的平均值、x射線衍射測定以及截面硬度測定。

進而，測定半蝕刻后的蝕刻面的平均粗糙度、翹曲、以及加熱試驗后的變形率。

具體而言，半蝕刻面的粗糙度是遮蔽10mm×l00mm的矩形狀試驗片的單面之后，用氯化鐵溶液從單面使其化學(xué)溶解至板厚成為一半為止，然后，用接觸式粗糙度計進行測定的算數(shù)平均粗糙度。測定方向為軋制方向垂直方向，測定長度設(shè)為4mm，取進行5次測定的算數(shù)平均粗糙度的平均。半蝕刻后的翹曲測定之后的長度方向的曲率。進而，對于加熱試驗后的變形率，在事前通過光蝕刻、開直徑10mm的孔，然后以1000℃加熱5分鐘，從加熱前后的孔的尺寸的比而算出。

對于層疊接合性，將不銹鋼鋼板制成直徑8mm的圓盤狀試驗片并重疊，之后邊施加60mpa的載荷，邊在750℃下保持30秒鐘，保持后，將2張試驗片接合的情況設(shè)為○、將未接合的情況設(shè)為×。

需要說明的是，表2中，熱處理y的保持溫度意味著到達溫度，此外，保持時間意味著鋼板在600℃以上且不足700℃的溫度區(qū)域進行熱處理的時間。

在表2中總結(jié)示出試驗結(jié)果。

[表2]

表2中的鋼板1～11均為滿足本發(fā)明的本發(fā)明例。另一方面，鋼板12～25為不滿足本發(fā)明的比較鋼。

對于鋼板1～11，截面硬度為392～415hv、半蝕刻后的平均粗糙度0.13～0.18μm，曲率0.0005～0.0020mm^-1、加熱試驗后變形率0.015～0.02。鋼板1～11可知兼具上述的特征i、ii，例如，作為激光金屬遮蔽用途是適宜的精密加工用奧氏體系不銹鋼鋼板。

與之相對，鋼板12的c含量在本發(fā)明的范圍外，因此奧氏體粒徑的平均值為7μm，未成為微細晶粒，其結(jié)果，半蝕刻面的平滑性差，層疊接合性也不好。

鋼板13的md30值小于本發(fā)明的范圍，因此奧氏體粒徑的平均值為8μm，未成為微細晶粒，其結(jié)果，半蝕刻面的平滑性差，層疊接合性也不好。

鋼板14的md30值大于本發(fā)明的范圍，因此加工誘發(fā)馬氏體(α’)大量殘存，加熱試驗后的變形大。

鋼板15的表面光軋率低于本發(fā)明的范圍的下限，因此板表面以及板中心各自的x射線半值寬度小，截面硬度也小。

鋼板16進行了以以往通常的條件的sr處理，因此幾乎加工應(yīng)變未殘存，因此x射線半值寬度小，截面硬度也小。

對于鋼板17，使以往的通常的sr處理條件短時間化，因此雖然加工誘發(fā)馬氏體(α’)量減少，但加工應(yīng)變幾乎未消失，板表面以及板中心各自的加工應(yīng)變的差也幾乎未變化，半蝕刻后的翹曲大。

對于鋼板18，使以往通常的sr處理條件低溫度化，因此加工誘發(fā)馬氏體(α’)大量殘存，加熱試驗后的變形大。

對于鋼板19，為進行2階段的sr處理的例子，但第一階段的sr處理的升溫速度低于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工應(yīng)變大量消失，未得到足夠的硬度。

對于鋼板20，為進行2階段的sr處理的例子，但第一階段的sr處理的保持溫度低于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工誘發(fā)馬氏體(α’)大量殘存。

對于鋼板21，為進行2階段的sr處理的例子，但第一階段的sr處理的冷卻速度低于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工應(yīng)變大量消失，未得到足夠的硬度。

對于鋼板22，為進行2階段的sr處理的例子，但第二階段的sr處理溫度高于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工應(yīng)變大量消失，未得到足夠的硬度。

對于鋼板23，為進行2階段的sr處理的例子，以用于實現(xiàn)加工應(yīng)變的調(diào)整以及消失的第一階段的熱處理和進行加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變的第二階段的熱處理的順序來實施。上述第二階段的熱處理的sr處理保持時間高于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工應(yīng)變大量消失，未得到足夠的硬度。

對于鋼板24，為進行2階段的sr處理的例子，以用于實現(xiàn)加工應(yīng)變的調(diào)整以及消失的第一階段的熱處理和進行加工誘發(fā)馬氏體向奧氏體的逆相變的第二階段的熱處理的順序?qū)嵤?。上述第二階段的熱處理的sr處理溫度低于本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此加工誘發(fā)馬氏體大量地殘存，半蝕刻后的曲率、加熱試驗后的變形大。

進而，鋼板25未實施sr處理其自身，因此大量的加工誘發(fā)馬氏體(α’)殘存，并且板表面以及板中心各自的x射線半值寬度變大，半蝕刻后的翹曲、加熱試驗后的變形率的任一者不好。

需要說明的是，本實施例中，以5種鋼種a～h為例進行說明，但若為具有不超出本發(fā)明的范圍的化學(xué)組成的準穩(wěn)定奧氏體系不銹鋼，則自不必說本發(fā)明也同樣地適用。