不锈钢冷轧钢板用原材料及其制造方法以及冷轧钢板

摘要

本发明提供具有充分的耐腐蚀性且表面性状、成形性和耐起皱特性优良的不锈钢冷轧钢板用原材料及其制造方法以及冷轧钢板。本发明的不锈钢冷轧用原材料以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.55～1.0％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，具有包含以体积百分率计为5～20％的马氏体相和余量的铁素体相的金属组织，此外，露出于钢板表面的铁素体相晶界中发生了选择溶解的铁素体相晶界的比例为晶界全长的20％以下。

说明书

技术领域

本发明涉及具有充分的耐腐蚀性且表面性状、成形性和耐起皱特性优良的不锈钢冷轧钢板用原材料及其制造方法、以及冷轧钢板。

背景技术

铁素体系不锈钢(钢板)的经济性和耐腐蚀性优良，因此，被用于建材、家电产品或厨房设备等各种用途中，其应用范围近年来进一步扩大。为了应用于这些用途，要求：不仅耐腐蚀性、而且表面性状优良；能够加工成预定形状的充分的成形性(伸长率大)和耐起皱特性优良。

铁素体系不锈钢中，对于含有16～18质量％Cr的SUS430而言，上述特性与价格的平衡优良，因此，作为通用钢被用在广泛的范围。

SUS430的制造过程中，通常进行利用分批退火(箱式退火)的热轧板退火。分批退火是将热轧卷材在箱式加热炉内进行退火的方法，包括从加热到冷却在内，需要几天到一周左右的时间。因此，与现在作为钢板的退火方法被广泛应用的连续退火相比，生产率显著低。另外，在箱式退火中，虽然进行金属组织的恢复，但不会充分地发生再结晶，还存在容易残留导致起皱的具有同一晶体取向的铁素体相的集合体(铁素体团簇)而使耐起皱特性差这样的问题。

作为在SUS430的热轧板退火中没有应用连续退火的原因，可以列举：在连续退火中，退火效果容易变得不充分。通常，SUS430的热轧板退火在作为铁素体单相温度范围的约800℃下进行。如果是分批退火，则在退火温度下保持几小时以上，因此，再结晶、晶粒生长充分进行，可以得到期望的退火效果。另一方面，在连续退火中，退火温度下的保持时间短至几十秒至几分钟，因此，在与分批退火相同的约800℃下进行退火时，由再结晶、晶粒生长引起的热轧组织的破坏不会充分进行。这种情况下，容易残留导致起皱的具有同一晶体取向的铁素体相的集合体(铁素体团簇)，耐起皱特性大幅降低。

针对上述问题，在专利文献1中公开了一种耐起皱性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.15％以下、Cr：13～25％的钢的热轧板在奥氏体相和铁素体相共存的930～990℃的温度范围内以10分钟以内进行退火后，以空冷或比空冷快的速度进行冷却，形成含有马氏体相的铁素体相组织，将具有该组织的热轧板以30％以上的压下率进行冷轧后，进行退火。

在专利文献1所记载的制造方法中，利用连续退火设备进行热轧板退火，因此具有如下优点：与分批退火相比，生产率优良，并且，通过在含有硬质的马氏体相的状态下进行冷轧，能够高效地破坏铁素体团簇而提高耐起皱特性。但是，在专利文献1所记载的制造方法中，存在如下问题：以将热轧退火板进行酸洗后的板作为原材料而得到的冷轧钢板的表面光泽显著受损。此外，利用专利文献1所记载的方法制造的冷轧钢板还存在成形性差的问题。

即，还没有得到具有充分的耐腐蚀性且表面性状、成形性和耐起皱特性优良的SUS430系不锈钢冷轧钢板(冷轧钢板原材料)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特公昭47-1878号公报

发明内容

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表面性状、成形性和耐起皱特性优良的SUS430系不锈钢冷轧钢板用原材料及其制造方法、以及冷轧钢板。

需要说明的是，在本发明中，充分的耐腐蚀性是指：对利用#600砂纸对表面进行研磨抛光后将端面部进行了密封的钢板进行8个循环的JIS H 8502中所规定的盐水喷雾循环试验(将(盐水喷雾(35℃、5质量％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))设定为1个循环的试验)的情况下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，表面性状优良是指：依据JIS B0601-2001与轧制方向垂直地测定的算术平均粗糙度Ra为0.03μm以下。

另外，优良的成形性是指：依据JIS Z2241的拉伸试验中的断裂伸长率(El)在沿与轧制方向成直角的方向裁取的JIS 13B试验片中为28％以上。

此外，耐起皱特性良好是指：利用#600砂纸对依据JIS Z 2201裁取的JIS5号拉伸试验片的单面进行研磨，利用单轴拉伸赋予20％的预应变后，依据JIS B 0601-2001对表面测定拉伸试验片的平行部中央的波纹度，大波纹度(起皱高度)为2.5μm以下。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题而进行了研究，结果发现如下见解。首先，本发明人针对在将含有马氏体相的热轧退火板在酸洗后实施冷轧而得到的钢板中表面光泽降低的原因进行了调查。其结果发现，酸洗时在钢板表面发生晶界的选择溶解，由此使冷轧钢板的表面光泽降低。

图1是示出通过下述条件制造的钢板表面的扫描电子显微镜(SEM)图像的图。将以质量％计含有C：0.015％、Si：0.15％、Mn：0.80％、P：0.030％、S：0.004％、Cr：16.2％、Ni：0.11％、Al：0.003％、N：0.014％且余量为Fe和不可避免的杂质的钢进行热轧，接着，进行在900℃下保持1分钟(60秒)的热轧板退火，接着，以30℃/秒的速度进行冷却而得到热轧退火板(后述的实施例表2No.27)。对于所得到的热轧退火板进行喷丸处理，进一步在80℃的温度下在20质量％硫酸的溶液中浸渍60秒后，在包含15质量％硝酸和3质量％氢氟酸的温度55℃的混合酸溶液中浸渍30秒，由此进行脱氧化皮，得到酸洗钢板。针对所得到的酸洗钢板，利用SEM在加速电压为15kV的条件下进行基于反射电子图像的表面观察。

在图1中，(a)是发生了选择溶解的晶界，(b)是未发生选择溶解的晶界。根据图1，在图中所存在的晶界之中，在具有黑且粗的对比度的晶界处发生了选择溶解。选择溶解中，溶解了宽度0.1μm以上，即使实施冷轧，也会以缺陷的形式残留在钢板的表层部。此外，在轧制中或轧制后引起表层部的剥离。由于这些缺陷、表面剥离而使得冷轧钢板的光泽降低。

基于上述结果，对防止上述现象的方法反复进行了研究。其结果发现，通过适当地控制各种成分(尤其是C和N)并进一步适当地控制制造条件而使热轧退火板的马氏体相的体积百分率为5％以上，能够防止酸洗后的铁素体相晶界的选择溶解。

接着，本发明人对提高延展性的方法进行了研究。其结果发现，通过适当地控制各种成分(特别是C和N)并进一步使热轧板退火后存在的马氏体相的体积百分率为20％以下，延展性提高。

本发明基于上述见解而完成，其主旨如下所述。

[1]一种不锈钢冷轧钢板用原材料，其以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.55～1.0％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且，具有包含以体积百分率计为5～20％的马氏体相和余量的铁素体相的金属组织，

此外，露出于钢板表面的铁素体相晶界中发生了选择溶解的铁素体相晶界的比例为晶界全长的20％以下。

[2]如上述[1]所述的不锈钢冷轧钢板用原材料，其中，以质量％计还含有选自Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的不锈钢冷轧钢板用原材料，其中，以质量％计还含有选自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]一种铁素体系不锈钢冷轧钢板，其是对上述[1]～[3]中任一项所述的不锈钢冷轧钢板用原材料进行冷轧和退火而得到的。

[5]一种不锈钢冷轧钢板用原材料的制造方法，其是上述[1]～[3]中任一项所述的不锈钢冷轧钢板用原材料的制造方法，其中，对钢坯实施热轧，接着进行在920～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火，接着，在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并进行酸洗。

需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。另外，本发明中的发生了选择溶解的铁素体相晶界是指因酸洗而溶解了宽度0.1μm以上的铁素体晶界。

发明效果

使用本发明的不锈钢冷轧用原材料时，能够得到具有充分的耐腐蚀性和优良的表面性状并且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢冷轧钢板，在产业上发挥显著的效果。

附图说明

图1是示出钢板表面的扫描电子显微镜图像的图。

具体实施方式

以下，对本发明详细地进行说明。

本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料的特征在于，以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.50～1.0％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～0.50％、Al：0.001～0.10％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

并且，具有包含以体积百分率计为5～20％的马氏体相和余量的铁素体相的金属组织，此外，露出于钢板表面的铁素体相晶界中发生了选择溶解的铁素体相晶界的比例为晶界全长的20％以下。

本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料可以如下制造：实施热轧，接着进行在920～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火，接着，在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并进行酸洗。

对本发明的不锈钢冷轧用原材料进行优选压下率为50％以上的冷轧，接着进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～15分钟的冷轧板退火，由此，可以得到具有充分的耐腐蚀性且表面性状、成形性和耐起皱特性优良的不锈钢冷轧钢板。

首先，对本发明的技术内容详细地进行说明。

本发明人对于将含有马氏体相的热轧退火板进行酸洗时发生铁素体相晶界的选择溶解的原因进行了研究。其结果发现，热轧板退火后在铁素体相晶界产生的Cr浓度的局部降低是选择溶解的原因。为了在热轧板退火后生成马氏体相，需要在达到铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的约880℃以上的高温下实施热轧板退火，在该温度范围内，几乎全部的C、N都固溶在钢中。暂时固溶的C、N在退火后的冷却中主要以Cr碳氮化物的形式析出在铁素体相晶界，因此，晶界附近的Cr浓度有时降低。该Cr浓度的降低是酸洗时所发生的铁素体相晶界的选择溶解的原因。该选择溶解从钢板表层侵入至5μm以上的深度，因此，即使实施冷轧，也会以缺陷的形式残留在表层部，不仅如此，在轧制中或轧制后引起表层部的剥离。由于这些缺陷、表面剥离而导致入射至钢板表面的光发生漫反射，冷轧钢板的光泽降低。

进行研究的结果发现，露出于钢板表面的晶界(铁素体相晶界)中，超过晶界全长的20％发生了选择溶解时，冷轧钢板的表面性状劣化。另一方面，发生了选择溶解的晶界为全长的20％以下时，缺陷彼此的间隔比较宽，因此，难以引起轧制中、轧制后的表层部剥离，因缺陷引起的漫反射也减轻，因此，不会引起光泽的显著降低。因此，为了得到良好的表面性状，需要使发生了选择溶解的铁素体相晶界长度为晶界全长的20％以下。为了得到表面性状更优良的冷轧钢板，优选为10％以下、更优选为5％以下。

根据上述内容，关于酸洗时的钢板表面处的晶界的选择溶解，对于本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料而言，将露出于钢板表面的铁素体相晶界中发生了选择溶解的铁素体相晶界的比例设定为晶界全长的20％以下。需要说明的是，发生了选择溶解的铁素体相晶界的比例可以利用后述的实施例所记载的方法进行测定、求出。

接着，本发明人对抑制铁素体相晶界的选择溶解的方法反复进行了研究。为了抑制铁素体相晶界的Cr浓度降低，需要在热轧板退火后降低铁素体相晶界处的Cr碳氮化物的析出量，对此，降低铁素体相中的C浓度、N浓度是有效的。但是，即使单纯地降低钢中的C、N的含量，以能够在工业上冶炼的下限的C量、N量也不能抑制Cr碳氮化物在铁素体相晶界的析出。除此以外，作为防止Cr碳氮化物的析出的方法，已知有添加Ti、Nb等稳定化元素而将钢中的C、N以析出物的形式固定的方法。但是，Ti、Nb等元素抑制热轧板退火时的奥氏体相的生成，因此，不能得到作为本发明的特征之一的由马氏体相的生成带来的耐起皱性改善效果，另外，还会由于使用价格昂贵的金属而导致制造成本的升高。

因此，本发明人想到活用C、N固溶限比铁素体相大的奥氏体相的方法作为新的防止选择溶解的方法。在热轧板退火中生成奥氏体相，使钢中的C、N大量地固溶于奥氏体相中。热轧板退火时所生成的奥氏体相因冷却而相变为马氏体相，但C、N保持固定在马氏体相中的状态。其结果是，铁素体相中的C浓度、N浓度降低。研究的结果发现，通过以适当的平衡控制钢成分和热轧退火板的马氏体相百分率，热轧板退火时的铁素体相中的C量、N量降低，能够抑制热轧板退火后的冷却中所发生的铁素体相晶界处的Cr碳氮化物的析出，能够减轻酸洗时的铁素体相晶界的选择溶解。

为了通过上述方法防止Cr碳氮化物的晶界析出，C量、N量与马氏体量(高温下为奥氏体量)的平衡变得重要。首先，对优选的C量和N量进行说明。C浓度和N浓度中的任一者或两者超过0.025％时，即使利用本发明的方法使C、N大量固溶在马氏体相中，也会在铁素体相中残留大量的C、N，因此，不能抑制Cr碳氮化物的析出。另一方面，C、N具有促进奥氏体相的生成的效果，因此，如果将C和N浓度中的任一者或两者降低至小于0.005％，则几乎不生成马氏体相，反而使铁素体相的C浓度、N浓度升高、不能抑制Cr碳氮化物的析出。因此，C含量和N含量需要分别设定为0.005～0.025％的范围。

接着，对优选的马氏体量进行说明。反复进行各种研究的结果发现，将C量、N量控制在0.005～0.025％的范围时，用于抑制Cr碳氮化物的析出所需的马氏体量为5％以上。马氏体量小于5％时，热轧板退火中固溶于奥氏体相中的C量、N量不充分，因此，在铁素体相中残留大量的C、N，不能防止热轧板退火的冷却时的Cr碳氮化物的析出。另一方面，明确了：过量的马氏体相的生成使得冷轧板的成形性降低。马氏体量超过20％时，即使在之后实施冷轧和铁素体单相温度范围内的退火，也会在马氏体相分解而生成的铁素体相部中析出大量碳氮化物而阻碍晶粒生长，不能得到优良的伸长率。进一步，热轧退火板发生硬质化而使轧制负荷增加，制造效率降低。因此，马氏体相的体积百分率设定为5～20％。优选为5～15％的范围。马氏体相的体积百分率取决于成分(尤其是C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu)和热轧板退火温度。因此，为了得到由期望的体积百分率构成的马氏体相，对后述的成分和热轧板退火温度进行控制。需要说明的是，马氏体相的体积百分率可以通过后述的实施例所记载的方法进行测定。

如上所述，通过以适当的平衡控制钢成分(尤其是C和N)和马氏体相的体积百分率，能够通过生产率优良的连续退火法制造兼具优良的表面性状和成形性及耐起皱特性的SUS430钢板。

接着，对本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料的成分组成进行说明。以下，只要没有特别说明，则％是指质量％。

C：0.005～0.025％

C具有在热轧板退火时促进奥氏体相的生成、抑制酸洗时的铁素体相晶界的选择溶解的效果，因此，设定为含有0.005％以上。但是，C超过0.025％时，即使利用本发明的方法，Cr碳化物也会析出而不能防止铁素体相晶界的选择溶解。因此，C量设定为0.005％～0.025％的范围。下限优选为0.008％、进一步优选为0.010％。上限优选为0.020％、进一步优选为0.015％。

Si：0.02～0.50％

Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.02％以上。但是，关于Si量，为了抑制奥氏体相的生成，含量超过0.50％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。因此，Si量设定为0.02～0.50％的范围。优选为0.10～0.35％的范围。进一步优选为0.10～0.30％的范围。

Mn：0.55～1.0％

Mn具有促进奥氏体相的生成、抑制酸洗时的铁素体相晶界的选择溶解的效果。为了得到该效果，需要含有0.55％以上。但是，Mn量超过1.0％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成量变得过量，冷轧退火板发生硬质化，成型性降低。另外，MnS的生成量增加，耐腐蚀性降低。因此，Mn量设定为0.55～1.0％的范围。优选为0.60～0.90％的范围。进一步优选为0.75～0.85％的范围。

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，期望较低，将上限设定为0.040％。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、从而使延展性、耐腐蚀性等降低的元素。特别是含量超过0.01％时，会显著地产生这些不良影响。因此，期望S量尽可能低，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膜而使得耐腐蚀性提高的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr量设定为15.5％以上。但是，Cr抑制奥氏体相的生成，因此，含量超过18.0％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。因此，Cr量设定为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～18.0％的范围。进一步优选为16.0～17.0％的范围。

Ni：0.01～1.0％

Ni是使得耐腐蚀性提高的元素。另外，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两相温度范围的效果。这些效果在含有0.01％以上时变得显著。另一方面，Ni含量超过1.0％时，加工性降低，因此不优选。因此，在含有Ni的情况下，设定为0.01～1.0％。优选为0.05～0.60％的范围。进一步优选为0.10～0.30％的范围。

Al：0.001～0.10％

Al是与Si同样地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抑制奥氏体相的生成，因此，含量超过0.10％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。另外，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0.001～0.07％的范围。进一步优选为0.001～0.05％的范围。更进一步优选为0.001～0.03％的范围。

N：0.005～0.025％

N具有在热轧板退火时促进奥氏体相的生成、抑制酸洗时的铁素体相晶界的选择溶解的效果，因此，设定为含有0.005％以上。但是，N超过0.025％时，Cr氮化物析出，即使利用本发明的方法，也不能防止铁素体相晶界的选择溶解，因此设定为0.025％以下。因此，N量设定为0.005％～0.025％的范围。下限优选为0.008％、进一步优选为0.010％。上限优选为0.020％、进一步优选为0.015％。

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，出于进一步提高制造性或者材料特性的目的，可以含有下述元素。

选自Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上

Cu：0.1～1.0％

Cu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Cu是有效的。另外，Cu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两相温度范围的效果。这些效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Cu含量超过1.0％时，热加工性有时降低，从而不优选。因此，在含有Cu的情况下，设定为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。

Mo：0.1～0.5％

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。该效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Mo抑制奥氏体相的生成，因此，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，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。因此，在含有Mo的情况下，设定为0.1～0.5％。优选为0.1～0.3％的范围。

Co：0.01～0.5％

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0.5％时，使得制造性降低。因此，含有Co的情况下的含量设定为0.01～0.5％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化合而减少固溶C、固溶N。由此，使得加工性提高。此外，控制热轧板中的碳氮化物的析出行为而抑制因热轧引起或因退火引起的表面缺陷的产生，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抑制奥氏体相的生成，因此，含量超过0.10％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。因此，在含有V的情况下，设定为0.01～0.10％的范围。优选为0.02～0.08％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，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、固溶N减少，使得加工性提高。为了得到这些效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。但是，Ti和Nb抑制奥氏体相的生成，因此，Ti的含量超过0.05％、Nb的含量超过0.05％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到基于本发明的铁素体相晶界的选择溶解抑制效果。另外，由于过量的TiN或NbC的析出而不能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0.003～0.03％的范围。进一步优选为0.005～0.015％的范围。Nb量优选为0.003～0.03％的范围。进一步优选为0.005～0.015％的范围。

Ca：0.0002～0.0020％

Ca是对于防止连铸时容易产生的Ti系夹杂物的晶析所引起的喷嘴的堵塞有效的成分。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，表面品质降低。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(稀土金属，Rare Earth Metals)是使抗氧化性提高的元素，尤其是具有抑制焊接部的氧化覆膜的形成而使得焊接部的耐腐蚀性提高的效果。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，对本发明的不锈钢冷轧用原材料的制造方法进行说明。

本发明的不锈钢冷轧用原材料可以通过如下方法得到：对具有上述成分组成的钢坯实施热轧，接着进行在920～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火，在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并进行酸洗。

将由上述成分组成构成的钢水利用转炉、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。

接着，对热轧板在作为铁素体相与奥氏体相的两相区温度的920～1100℃下实施5秒～15分钟的热轧板退火。

在920～1100℃下进行5秒～15分钟的热轧板退火

热轧板退火在得到本发明的金属组织方面是极其重要的工序。热轧板退火温度低于920℃时，不会发生充分的再结晶，而且形成铁素体单相区，因此，无法得到通过两相区退火表现的本发明效果。另一方面，超过1100℃时，奥氏体相的生成量减少，仍然无法得到本发明效果。退火时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分地发生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此，无法得到预定的成形性。另一方面，退火时间超过15分钟时，生产率降低，从而不优选。因此，热轧板退火在920～1100℃下以5秒～15分钟的范围进行。优选的温度范围为940～1100℃，更优选的温度范围为960～1100℃。

接着，在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却。

在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却

为了防止铁素体相晶界的选择溶解，需要抑制热轧板退火后冷却中的铁素体相晶界处的Cr碳氮化物的析出。为此，优选加快碳氮化物的析出温度范围内的冷却速度，在充分地产生Cr碳氮化物的析出之前冷却至比析出温度范围更低的温度。为了得到该效果，在1100～500℃的温度范围内以10℃/秒以上的冷却速度进行冷却。优选为15℃/秒以上、更优选为20℃/秒以上的范围。需要说明的是，在本发明中，冷却速度是指1100～500℃的温度范围内的冷却速度的平均。

然后，根据需要进行喷丸处理后，为了脱氧化皮而进行酸洗。在进行酸洗的情况下，可以应用例如在温度50～100℃的10～30质量％硫酸的溶液中浸渍15秒以上后、在包含10～30质量％硝酸和1～10质量％氢氟酸的温度30～80℃的混合酸溶液中浸渍10秒以上的方法。需要说明的是，也可以利用表面磨削进行脱氧化皮。

根据上述方法，可以得到本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料。

接着，对适合于使用本发明的不锈钢冷轧钢板用原材料来制造不锈钢冷轧钢板的条件进行说明。

例如，对通过上述方法得到的不锈钢冷轧钢板用原材料进行压下率为50％以上的冷轧，接着进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～15分钟的冷轧板退火，由此制造铁素体系不锈钢冷轧钢板。根据需要实施酸洗、表面研磨，从而制成产品。

从冷轧的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，也可以利用冷轧制成板厚为200μm以下的不锈钢箔。

冷轧板的冷轧板退火中，在800～950℃的温度范围内保持5秒～15分钟。为了得到良好的成形性，优选在800～950℃下进行。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))。

需要说明的是，为了在冷轧后和加工后进一步提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。

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所示的成分组成的不锈钢利用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4mm厚的热轧板。接着，对于这些热轧板，在表2所记载的条件下实施热轧板退火和冷却，然后，对表面进行喷丸处理和酸洗，得到热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用原材料)。需要说明的是，酸洗是在温度80℃、20质量％硫酸的溶液中浸渍60秒后、在包含15质量％硝酸和3质量％氢氟酸的温度55℃的混合酸溶液中浸渍30秒。

从这样得到的热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用原材料)裁取试验片，进行下述评价。

(1)铁素体相晶界的选择溶解

对于200μm×200μm的区域进行利用SEM的表面观察，对铁素体相晶界的选择溶解的程度进行评价。将溶解了宽度0.1μm以上的铁素体相晶界识别为发生了选择溶解的晶界，将宽度小于0.1μm的晶界识别为未发生选择溶解的晶界。接着，由所拍摄的组织照片测定存在于区域内的全部晶界长度的合计和发生了选择溶解的晶界长度的合计。求出发生了选择溶解的晶界长度在全部晶界长度中所占的比例，上述比例小于10％时设定为特别优良的特性且合格(◎)，上述比例为10％以上且20％以下时设定为合格(○)，上述比例大于20％时设定为不合格(×)。

(2)组织观察

截面组织观察中，将裁取的试验片的与轧制方向平行的截面埋入树脂中，进行镜面研磨后，利用苦味酸盐酸溶液进行腐蚀(蚀刻)，利用光学显微镜以400倍的倍率对板厚中央部拍摄10个视野。对于所得到的组织照片，根据金属组织学的特征识别并分离马氏体相和铁素体相，利用图像解析装置测定马氏体相的面积率，将10个视野的平均值设定为该热轧退火板中的马氏体相的体积百分率。

进一步对所得到的热轧退火板(不锈钢冷轧钢板用原材料)进行冷轧而使板厚为1.0mm，接着在表2所记载的条件下进行冷轧板退火，然后，利用在水温为80℃、18质量％Na₂SO₄水溶液中在25C/dm²的条件下进行的电解酸洗以及在水温为50℃、10质量％HNO₃水溶液中在30C/dm²的条件下进行的电解酸洗来进行脱氧化皮处理，得到冷轧退火板(铁素体系不锈钢冷轧钢板)。对于所得到的冷轧退火板(铁素体系不锈钢冷轧钢板)进行下述评价。

(3)成形性(延展性)的评价

从冷轧退火板(铁素体系不锈钢冷轧钢板)沿与轧制方向成直角的方向裁取JIS13B号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将断裂伸长率为30％以上的情况作为特别优良的特性而设定为合格(◎)，将断裂伸长率小于30％且为28％以上的情况设定为合格(○)，将断裂伸长率小于28％的情况设定为不合格(×)。

(4)表面品质评价

依据JIS B0601测定表面粗糙度。算术平均粗糙度Ra为0.02μ以下时设定为特别优良的特性且合格(◎)，算术平均粗糙度Ra大于0.02μm且为0.03μm以下时设定为合格(○)，算术平均粗糙度Ra大于0.03时设定为不合格(×)。

(4)成形性(延展性)的评价

从冷轧退火板(铁素体系不锈钢冷轧钢板)与轧制方向成直角地裁取JIS 13B号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将断裂伸长率为30％以上的情况作为特别优良的特性而设定为合格(◎)，将断裂伸长率小于30％且为28％以上的情况设定为合格(○)，将断裂伸长率小于28％的情况设定为不合格(×)。

(5)耐起皱特性的评价

从冷轧退火板(铁素体系不锈钢冷轧钢板)与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片，利用#600砂纸对试验片的单面进行研磨，利用单轴拉伸赋予20％的预应变后，依据JIS B 0601-2001对表面测定拉伸试验片的平行部中央的波纹度，将最大波纹度(起皱高度)为2.5μm以下设定为合格(○)，将最大波纹度(起皱高度)大于2.5μm设定为不合格(×)。

(6)耐腐蚀性的评价

从冷轧酸洗退火板裁取60×100mm的试验片，利用#600砂纸对表面进行研磨抛光后将端面部密封而制作出试验片，供于JIS H 8502所规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，将盐水喷雾(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％)设为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，根据与试验片总面积的比率计算出生锈面积率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。将生锈面积率为10％以下设定为特别优良的耐腐蚀性且合格(◎)，将生锈面积率大于10％且为25％以下设定为合格(○)，将生锈面积率大于25％设定为不合格(×)。

将评价结果与制造条件一起示于表2中。

根据表2，本发明例的断裂伸长率、表面品质、耐起皱特性和耐腐蚀性优良。

另一方面，成分组成在本发明范围之外的比较例(钢符号BA-BH)在断裂伸长率、表面品质、耐起皱特性、耐腐蚀性中的某一种以上的特性方面比本发明例差。

具体而言，可知：比较钢BA和BB中，分别是C和N在本发明范围的下限值之外，因此，如表2的No.17和18所示，马氏体相的体积百分率小，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质和耐起皱特性差。

另外可知：比较钢BC和BD中，分别是C和N在本发明范围的上限值以外，因此，如表2的No.19和20所示，马氏体相的体积百分率大，发生了选择溶解的晶界的比例增多，断裂伸长率和表面品质差。

另外可知：比较钢BE中，Si在本发明范围的上限值之外，因此，如表2的No.21所示，马氏体相的体积百分率减小，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质和耐起皱特性差。

另外可知：比较钢BF中，Mn在本发明范围的上限值之外，因此，如表2的No.22所示，马氏体相的体积百分率增大，断裂伸长率和耐腐蚀性差。

另外可知：比较钢BG中，Cr在本发明范围的下限值之外，因此，如表2的No.23所示，马氏体相的体积百分率增大，耐腐蚀性差。

另外可知：比较钢BH中，Cr在本发明范围的上限值之外，因此，如表2的No.24所示，马氏体相的体积百分率减小，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质和耐起皱特性差。

另外可知：比较钢BI中，Mn在本发明的下限值之外、并且N在本发明的上限值之外，因此，如表2的No.25所示，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质差。

另外可知：成分组成满足本发明范围、但热轧板退火条件或冷却条件在本发明范围之外的比较例(No.26～28)，在表面品质或耐起皱特性中的某一种以上的特性方面比发明例差。

具体而言，可知：表2的No.26中，热轧板退火的保持温度和保持时间在本发明范围之外，因此，马氏体相的体积百分率减小，耐起皱特性差。

另外可知：表2的No.27中，热轧板退火的保持温度在本发明范围之外，因此，马氏体相的体积百分率减小，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质和耐起皱特性差。

另外可知：表2的No.28中，热轧板退火后的冷却速度在本发明范围之外，因此，发生了选择溶解的晶界的比例增多，表面品质差。

由上确认到：使用本发明的不锈钢冷轧用原材料时，可以容易地得到具有充分的耐腐蚀性且表面性状、成形性和耐起皱特性优良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原材料适合作为应用于冲压成形品、要求高表面美观性的用途、例如厨房设备或餐具的SUS430系不锈钢(铁素体系不锈钢冷轧钢板)的原材料。