本發明涉及不銹鋼，特別是涉及成形性和耐起皺特性優良的不銹鋼。
背景技術：
以sus430為代表的鐵素體系不銹鋼經濟且耐腐蝕性優良，因此，被用于家電產品、廚房設備等中。近年來，由于具有磁性，在能夠應對ih(感應加熱)方式的烹調器具中的應用增加。鍋等烹調器具大多通過脹形加工、拉深加工來成形，為了成形為預定形狀，需要充分的伸長率和平均蘭克福特值((軋制平行方向的r值+2×軋制45°方向的r值+軋制直角方向的r值)÷4，以下有時表述為平均r值)。
在進行脹形成形、拉深成形的情況下，重要的是鋼板的材質的各向異性小。例如，在進行脹形成形的情況下，即使鋼板的平均斷裂伸長率((軋制平行方向的斷裂伸長率+2×軋制45°方向的斷裂伸長率+軋制直角方向的斷裂伸長率)÷4，以下有時表述為平均el)大，其成形極限也受到鋼板的斷裂伸長率最低的方向的斷裂伸長率限制。因此，為了穩定地實施脹形成形，要求斷裂伸長率的面內各向異性((軋制平行方向的斷裂伸長率-2×軋制45°方向的斷裂伸長率+軋制直角方向的斷裂伸長率)÷2的絕對值，以下有時表述為|δel|)小。
另外，在拉深加工中，產生因鋼板的r值的面內各向異性((軋制平行方向的r值-2×軋制45°方向的r值+軋制直角方向的r值)÷2的絕對值，以下有時表述為|δr|)引起的耳部。|δr|越大的鋼板則耳部越大。因此，在對|δr|大的鋼板進行拉深加工的情況下，需要增大沖壓成形前的坯料直徑，存在制造成品率降低的問題。因此，要求|δr|小。
另一方面，烹調鍋等的表面外觀也顯著左右商品價值。通常，將鐵素體系不銹鋼進行成形時，會形成被稱為起皺的表面凹凸，成形后的表面外觀變差。在產生過量的起皺的情況下，在成形后需要除去凹凸的研磨工序，存在制造成本增加的問題。因此，要求起皺小。起皺起因于具有類似的晶體取向的鐵素體晶粒的集合體(以下，有時表述為鐵素體晶團或晶團)。認為是在鑄造時生成的粗大的柱狀晶組織因熱軋而伸展，伸展的晶粒或者晶粒群在經過熱軋板退火、冷軋和冷軋板退火后也會殘留，由此形成晶團。
針對上述的問題，例如，在專利文獻1中公開了“一種制造方法，其中，對γmax為20以上且小于70的鐵素體系不銹鋼的板坯實施熱軋后驟冷，將所得到的熱軋板在低于600℃下進行卷取，制成鐵素體相與碳固溶量多的馬氏體相的兩相組織后，在不實施熱軋板退火的情況下以兩相組織的狀態進行軋制率為20～80％的中間冷軋，從而在鐵素體相中蓄積應變，然后實施利用箱式爐的長時間退火(分批退火)，在使蓄積有應變的鐵素體相再結晶的同時使碳固溶量多的馬氏體相向鐵素體相中再結晶，從而使織構無序化，然后進一步進行最終冷軋和再結晶退火，由此形成鐵素體單相組織，得到加工性優良的鐵素體系不銹鋼板”。在此，γmax＝420c-11.5si+7mn+23ni-11.5cr-12mo+9cu-49ti-50nb-52al+470n+189。需要說明的是，c、si、mn、ni、cr、mo、cu、ti、nb、al和n是指各元素的含量(質量％)。
另外，在專利文獻2中公開了“一種制造方法，其中，將以重量％計具有c：0.02～0.05％、si：1.0％以下、mn：1.5％以下、n：0.02～0.05％、cr：15～18％、al：0.10～0.30％、余量由fe和不可避免的雜質構成的化學組成的鋼片加熱至1100～1250℃后，實施熱軋，在最終道次出口側溫度為950℃以上結束熱軋，熱軋后，以20～80℃/秒的冷卻速度冷卻至500～650℃的卷取溫度，制成包含鐵素體相與馬氏體相的復合組織、并且以體積率計具有10～20％的馬氏體的熱軋板，對得到的熱軋板接著在850～980℃的溫度范圍內進行180～300秒的退火，接著實施以15℃/秒以上的冷卻速度進行驟冷的熱軋板退火，進一步對該熱軋退火板實施冷軋以及最終退火而制成鐵素體單相組織，由此得到耐起皺特性、沖壓成形性優良、表面性狀良好的含鋁的鐵素體系不銹鋼板”。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利4744033號公報
專利文獻2：日本特開平9-111354號公報
技術實現要素：
發明所要解決的問題
但是，在專利文獻1的方法中，完全沒有提及斷裂伸長率的面內各向異性。另外，在鋼板的制造時，需要在熱軋后不實施退火地實施冷軋，因此，軋制負荷增加，進一步需要長時間的箱式退火和兩次冷軋工序，因此生產率下降。
另外，在專利文獻2所記載的方法中，需要含有0.10重量％～0.30重量％的al，容易產生因鑄造時生成的大量al2o3所引起的鱗狀折疊等表面缺陷。
本發明是鑒于上述現狀而開發的，其目的在于提供成形性和耐起皺特性優良并且能夠在高生產率下制造的不銹鋼及其制造方法。
需要說明的是，“優良的成形性”是指在依據jisz2241的拉伸試驗中通過下述(1)式算出的平均斷裂伸長率(平均el)為25％以上、通過下述(2)式算出的斷裂伸長率的面內各向異性|δel|為3.0％以下、在依據jisz2241的拉伸試驗中賦予15％的應變時通過下述(3)式算出的平均r值為0.70以上、以及通過下述(4)式算出的r值的面內各向異性|δr|為0.30以下。
平均el＝(ell+2×eld+elc)/4(1)
|δel|＝|(ell-2×eld+elc)/2|(2)
平均r值＝(rl+2×rd+rc)/4(3)
|δr|＝|(rl-2×rd+rc)/2|(4)
在此，ell和rl是由沿與軋制方向平行的方向裁取的試驗片得到的斷裂伸長率和r值，eld和rd是由沿相對于軋制方向為45°的方向裁取的試驗片得到的斷裂伸長率和r值，elc和rc是由沿軋制直角方向裁取的試驗片得到的斷裂伸長率和r值。
另外，“優良的耐起皺特性”是指通過如下所述的方法測定的起皺高度為2.5μm以下。起皺高度的測定中，首先，與軋制方向平行地裁取jis5號拉伸試驗片。接著，利用#600的砂紙對裁取的試驗片的表面進行研磨后，賦予20％的拉伸應變。接著，在試驗片的平行部中央的研磨面，沿與軋制方向成直角的方向，利用表面粗糙度計測定jisb0601(2001年)中規定的算術平均波紋度wa。測定條件是：測定長度16mm、高截止濾波器波長0.8mm、低截止濾波器波長8mm。將該算術平均波紋度設定為起皺高度。
用于解決問題的方法
為了解決上述問題，本發明人反復進行了深入研究。特別是，本發明人為了提高生產率，針對通過使用連續退火爐的短時間的熱軋板退火而非通過利用目前通常進行的箱式退火(分批退火)的長時間的熱軋板退火來確保優良的成形性和耐起皺特性的方法反復進行了深入研究。
結果發現，即使在進行使用連續退火爐的短時間的熱軋板退火的情況下，通過在熱軋板退火時生成馬氏體相并在該狀態下實施冷軋，也能夠有效地破壞鑄造階段中生成的鐵素體晶團。
此外發現，將如此得到的冷軋板在適當的條件下進行冷軋板退火，使冷軋退火板的組織為由馬氏體相和鐵素體相構成的兩相組織，并且適當地控制馬氏體相相對于組織整體的體積率，由此，能夠同時得到優良的成形性和耐起皺特性。
本發明是基于上述見解并且進一步加以研究而完成的。
即，本發明的主旨構成如下所述。
1.一種不銹鋼，其包含以質量％計含有c：0.005～0.050％、si：0.01～1.00％、mn：0.01～1.0％、p：0.040％以下、s：0.010％以下、cr：15.5～18.0％、ni：0.01～1.0％、al：0.001～0.10％和n：0.005～0.06％且余量為fe和不可避免的雜質的成分組成，
包含以相對于組織整體的體積率計為1～10％的馬氏體相。
2.如上述1所述的不銹鋼，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有選自cu：0.1～1.0％、mo：0.1～0.5％和co：0.01～0.5％中的一種或兩種以上。
3.如上述1或2所述的不銹鋼，其中，上述成分組成進一步以質量％計含有選自v：0.01～0.25％、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％和rem：0.01～0.10％中的一種或兩種以上。
4.如上述1～3中任一項所述的不銹鋼，其中，平均斷裂伸長率為25％以上，斷裂伸長率的面內各向異性|δel|為3％以下，平均蘭克福特值為0.70以上，蘭克福特值的面內各向異性|δr|為0.30以下，以及起皺高度為2.5μm以下。
5.一種不銹鋼的制造方法，其是用于制造上述1～4中任一項所述的不銹鋼的方法，其具備：
對包含上述1～3中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋而制成熱軋板的工序；
對上述熱軋板進行在900℃以上且1050℃以下的溫度范圍內保持5秒～15分鐘的熱軋板退火而制成熱軋退火板的工序；
對上述熱軋退火板進行冷軋而制成冷軋板的工序；和
對上述冷軋板進行在850℃以上且950℃以下的溫度范圍內保持5秒～5分鐘的冷軋板退火的工序。
發明效果
根據本發明，可以得到成形性和耐起皺特性優良的不銹鋼。
另外，本發明的不銹鋼可以通過使用連續退火爐的短時間的熱軋板退火而非通過利用箱式退火(分批退火)的長時間的熱軋板退火來制造，因此，在生產率方面極其有利。
具體實施方式
以下，對本發明具體地進行說明。
首先，對本發明的不銹鋼具有優良的成形性和耐起皺特性的理由進行說明。
為了提高不銹鋼的耐起皺特性，將作為具有類似的晶體取向的晶粒的集合體的鐵素體晶團破壞是有效的。
本發明人從生產率的觀點出發，為了通過使用連續退火爐的短時間的熱軋板退火而非通過利用目前通常進行的箱式退火(分批退火)的長時間的熱軋板退火來確保優良的成形性和耐起皺特性而反復進行了研究，結果發現，在熱軋板退火時升溫至鐵素體相與奧氏體相的兩相溫度范圍而促進再結晶并且生成奧氏體相，在熱軋板退火后確保一定量的馬氏體相，在該狀態下進行冷軋，由此有效地對鐵素體相賦予軋制應變，鐵素體晶團被高效地破壞。
此外，本發明人發現，對如此得到的冷軋板加熱至鐵素體-奧氏體相的兩相區后進行冷軋板退火，使馬氏體相適量殘留和/或生成，由此使織構向軋制方向的過度發達得到抑制，最終產品中的r值和斷裂伸長率的面內各向異性減小。另外發現，通過進行如上所述的冷軋板退火，在促進再結晶的同時生成奧氏體相(冷卻后相變為馬氏體相)，由此，能夠進一步有效地破壞鐵素體晶團。
但是，在馬氏體相的體積率增多至一定以上的情況下，強度升高，斷裂伸長率顯著降低。因此，本發明人對于得到預定的成形性和耐起皺特性的馬氏體相的體積率進行了詳細研究。
結果發現，通過將馬氏體相的體積率控制在以相對于組織整體的體積率計為1～10％的范圍，可以在不伴隨因鋼板強度的升高引起的斷裂伸長率的降低的情況下得到預定的成形性和耐起皺特性。
在冷軋板退火中，因冷軋而產生導入有應變的鐵素體相和馬氏體相的再結晶。在此，如上所述，在冷軋板退火中，重要的是使通過熱軋板退火生成的馬氏體相適量殘留或者生成適量的奧氏體相(冷卻后相變為馬氏體相)。
即，通過在冷軋板退火時存在適量的馬氏體相或者奧氏體相，鐵素體晶粒向軋制平行方向的優先生長得到抑制。為了得到該效果，在最終產品中，需要含有以相對于組織整體的體積率計為1％以上的馬氏體相。另一方面，馬氏體相的體積率超過10％時，因馬氏體相的過度含有而使得鋼板硬質化，不能得到預定的平均el。因此，馬氏體相相對于組織整體的體積率設定為1～10％的范圍。優選為1％～5％的范圍。需要說明的是，馬氏體相以外的組織為鐵素體相。
接著，對本發明的不銹鋼中的成分組成的限定理由進行說明。需要說明的是，成分組成中的元素的含量的單位均為“質量％”，以下，只要沒有特別聲明，則僅以“％”表示。
c：0.005～0.050％
c具有促進奧氏體相的生成、擴大鐵素體相與奧氏體相的兩相溫度范圍的效果。為了得到這些效果，需要含有0.005％以上的c。但是，c含量超過0.050％時，鋼板硬質化，不能得到預定的平均el。因此，c含量設定為0.005～0.050％的范圍。優選為0.008～0.025％的范圍。進一步優選為0.010～0.020％的范圍。
si：0.01～1.00％
si是在鋼熔煉時作為脫氧劑發揮作用的元素。為了得到該效果，需要添加0.01％以上的si。但是，si含量超過1.00％時，鋼板硬質化，不能得到預定的平均el，除此以外，退火時生成的表面氧化皮變得牢固，難以進行酸洗，因此不優選。因此，si含量設定為0.01～1.00％的范圍。優選為0.10～0.75％的范圍。進一步優選為0.10～0.30％的范圍。
mn：0.01～1.0％
mn與c同樣地具有促進奧氏體相的生成、退火時擴大鐵素體相與奧氏體相的兩相溫度范圍的效果。為了得到該效果，需要添加0.01％以上的mn。但是，mn含量超過1.0％時，mns的生成量增加，耐腐蝕性降低。因此，mn含量設定為0.01～1.0％的范圍。優選為0.50～1.0％的范圍。進一步優選為0.60～0.90％的范圍。更進一步優選為0.75～0.85％的范圍。
p：0.040％以下
p是助長因晶界偏析引起的晶界破壞的元素，因此優選較低，將上限設定為0.040％。優選為0.030％以下。進一步優選為0.020％以下。需要說明的是，p含量的下限沒有特別限定，從制造成本等觀點出發，為約0.010％。
s：0.010％以下
s是形成mns等硫化物系夾雜物而存在、從而使得延展性、耐腐蝕性等降低的元素，特別是含量超過0.010％時，這些不良影響顯著發生。因此，s含量優選盡可能低，s含量的上限設定為0.010％。優選為0.007％以下。進一步優選為0.005％以下。需要說明的是，s含量的下限沒有特別限定，從制造成本等觀點出發，為約0.001％。
cr：15.5～18.0％
cr是具有在鋼板表面形成鈍化覆膜從而提高耐腐蝕性的效果的元素。為了得到該效果，需要將cr含量設定為15.5％以上。但是，cr含量超過18.0％時，退火時奧氏體相的生成變得不充分，不能得到預定的材料特性。因此，cr含量設定為15.5～18.0％的范圍。優選為16.0～17.5％的范圍。進一步優選為16.5～17.0％的范圍。
ni：0.01～1.0％
ni與c、mn同樣地具有促進奧氏體相的生成、在退火時擴大出現鐵素體相和奧氏體相的兩相溫度范圍的效果。為了得到該效果，需要將ni含量設定為0.01％以上。但是，ni含量超過1.0％時，加工性降低。因此，ni含量設定為0.01～1.0％的范圍。優選為0.1～0.6％的范圍。進一步優選為0.1～0.4％的范圍。
al：0.001～0.10％
al與si同樣地是作為脫氧劑發揮作用的元素。為了得到該效果，需要含有0.001％以上的al。但是，al含量超過0.10％時，al2o3等al系夾雜物增加，表面性狀容易降低。因此，al含量設定為0.001～0.10％的范圍。優選為0.001～0.05％的范圍。進一步優選為0.001～0.03％的范圍。
n：0.005～0.06％
n與c、mn同樣地具有促進奧氏體相的生成、在退火時擴大出現鐵素體相和奧氏體相的兩相溫度范圍的效果。為了得到該效果，需要將n含量設定為0.005％以上。但是，n含量超過0.06％時，延展性顯著降低，而且導致因助長cr氮化物的析出而引起的耐腐蝕性的降低。因此，n含量設定為0.005～0.06％的范圍。優選為0.008～0.045％的范圍。進一步優選為0.010～0.020％的范圍。
以上，對基本成分進行了說明，但在本發明的不銹鋼中，出于提高制造性或者材料特性的目的，可以根據需要適當含有以下所述的元素。
選自cu：0.1～1.0％、mo：0.1～0.5％和co：0.01～0.5％中的一種或兩種以上
cu：0.1～1.0％、mo：0.1～0.5％
cu和mo均是使耐腐蝕性提高的元素，特別是在要求高耐腐蝕性的情況下含有是有效的。另外，cu具有促進奧氏體相的生成、在退火時擴大出現鐵素體相和奧氏體相的兩相溫度范圍的效果。這些效果分別在含有0.1％以上時得到。但是，cu含量超過1.0％時，有時熱加工性降低，因此不優選。因此，在含有cu的情況下，設定為0.1～1.0％的范圍。優選為0.2～0.8％的范圍。進一步優選為0.3～0.5％的范圍。另外，mo含量超過0.5％時，退火時奧氏體相的生成變得不充分，難以得到預定的材料特性，因此不優選。因此，在含有mo的情況下，設定為0.1～0.5％的范圍。優選為0.2～0.3％的范圍。
co：0.01～0.5％
co是使韌性提高的元素。該效果通過添加0.01％以上的co而得到。另一方面，co含量超過0.5％時，使得制造性降低。因此，在含有co的情況下，設定為0.01～0.5％的范圍。進一步優選為0.02～0.20％的范圍。
選自v：0.01～0.25％、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％和rem：0.01～0.10％中的一種或兩種以上
v：0.01～0.25％
v與鋼中的c和n結合而減少固溶c、n。由此，提高平均r值。此外，抑制熱軋板中的碳氮化物的析出從而抑制熱軋、退火所引起的線狀缺陷的產生，改善表面性狀。為了得到這些效果，需要將v含量設定為0.01％以上。但是，v含量超過0.25％時，加工性降低，并且導致制造成本的升高。因此，在含有v的情況下，設定為0.01～0.25％的范圍。優選為0.03～0.15％的范圍。進一步優選為0.03～0.05％的范圍。
ti：0.001～0.05％、nb：0.001～0.05％
ti和nb與v同樣地是與c和n的親和力高的元素，具有熱軋時以碳化物或者氮化物的形式析出、使得母相中的固溶c、n降低、使得冷軋板退火后的加工性提高的效果。為了得到這些效果，需要含有0.001％以上的ti或者0.001％以上的nb。但是，ti含量或者nb含量超過0.05％時，因過量的tin和nbc的析出而無法得到良好的表面性狀。因此，在含有ti的情況下，設定為0.001～0.05％的范圍，在含有nb的情況下，設定為0.001～0.05％的范圍。ti含量優選為0.003～0.010％的范圍。nb含量優選為0.005～0.020％的范圍。進一步優選為0.010～0.015％的范圍。
ca：0.0002～0.0020％
ca對于防止因連鑄時容易產生的ti系夾雜物的晶析引起的噴嘴的堵塞是有效的成分。為了得到該效果，需要含有0.0002％以上。但是，ca含量超過0.0020％時，生成cas而使得耐腐蝕性降低。因此，在含有ca的情況下，設定為0.0002～0.0020％的范圍。優選為0.0005～0.0015的范圍。進一步優選為0.0005～0.0010％的范圍。
mg：0.0002～0.0050％
mg是具有使熱加工性提高的效果的元素。為了得到該效果，需要含有0.0002％以上。但是，mg含量超過0.0050％時，表面品質下降。因此，在含有mg的情況下，設定為0.0002～0.0050％的范圍。優選為0.0005～0.0035％的范圍。進一步優選為0.0005～0.0020％的范圍。
b：0.0002～0.0050％
b對于防止低溫二次加工脆化是有效的元素。為了得到該效果，需要含有0.0002％以上。但是，b含量超過0.0050％時，熱加工性下降。因此，在含有b的情況下，設定為0.0002～0.0050％的范圍。優選為0.0005～0.0035％的范圍。進一步優選為0.0005～0.0020％的范圍。
rem：0.01～0.10％
rem(rareearthmetals，稀土金屬)是使抗氧化性提高的元素，尤其具有抑制焊接部的氧化覆膜形成、使焊接部的耐腐蝕性提高的效果。為了得到該效果，需要添加0.01％以上的rem。但是，rem含量超過0.10％時，使得冷軋退火時的酸洗性等制造性降低。另外，rem是昂貴的元素，因此，過度的添加會導致制造成本的增加，因此不優選。因此，在含有rem的情況下，設定為0.01～0.10％的范圍。
以上，對本發明的不銹鋼中的成分組成進行了說明。
需要說明的是，本發明中的成分組成中，上述以外的成分為fe和不可避免的雜質。
接著，對本發明的不銹鋼的制造方法進行說明。
將由上述成分組成構成的鋼水利用轉爐、電爐、真空熔化爐等公知的方法進行熔煉，通過連鑄法或者鑄錠-開坯法制成鋼原材(板坯)。將該板坯在1100～1250℃下加熱1～24小時或者不進行加熱而以鑄造的狀態直接進行熱軋，制成熱軋板。
然后，對熱軋板進行在成為鐵素體相與奧氏體相的兩相區溫度的900℃以上且1050℃以下的溫度下保持5秒～15分鐘的熱軋板退火，制成熱軋退火板。接著，對熱軋退火板根據需要實施酸洗后，實施冷軋，從而制成冷軋板。然后，對冷軋板進行冷軋板退火，制成冷軋退火板。進一步對冷軋退火板根據需要實施酸洗，制成產品。
在此，從延展性、彎曲性、沖壓成形性和形狀矯正的觀點出發，冷軋優選以50％以上的壓下率進行。另外，在本發明中，可以反復進行兩次以上的冷軋-退火。另外，冷軋板退火通過在850℃以上且950℃以下的溫度下保持5秒～5分鐘來進行。為了進一步要求光澤，可以進行ba退火(光亮退火)。
需要說明的是，為了進一步提高表面性狀，可以實施磨削、研磨等。
以下，對上述制造條件中熱軋板退火和冷軋板退火條件的限定理由進行說明。
熱軋板退火條件：在900℃以上且1050℃以下的溫度下保持5秒～15分鐘
熱軋板退火是本發明用于得到優良的成形性和耐起皺特性的極其重要的工序。熱軋板退火中的保持溫度低于900℃時，不會生成充分的再結晶，而且成為鐵素體單相區，因此，有時不能得到通過兩相區退火表現的本發明效果。另一方面，保持溫度超過1050℃時，熱軋板退火后生成的馬氏體相的體積率減少，因此，之后的冷軋中的向鐵素體相的軋制應變的集中效果降低，鐵素體晶團的破壞變得不充分，有時不能得到預定的耐起皺特性。
另外，保持時間少于5秒時，即使在預定的溫度下進行退火，也不會充分地進行奧氏體相的生成和鐵素體相的再結晶，因此，有時不能得到期望的成形性。另一方面，保持時間超過15分鐘時，會助長c向奧氏體相中的富集，在熱軋板退火后過量地生成馬氏體相，熱軋板韌性有時降低。因此，熱軋板退火設定為在900℃以上且1050℃以下的溫度下保持5秒～15分鐘。優選在920℃以上且1030℃以下的溫度下保持15秒～3分鐘。
冷軋板退火條件：在850～950℃的溫度下保持5秒～5分鐘
冷軋板退火是使熱軋板退火中形成的鐵素體相再結晶并且將最終產品中的馬氏體相的體積率調節至預定的范圍的重要工序。冷軋板退火中的保持溫度低于850℃時，不會充分地發生再結晶，不能得到預定的平均el和平均r值。另一方面，保持溫度超過950℃時，馬氏體相過量地生成而鋼板硬質化，不能得到預定的平均el。
另外，保持時間少于5秒時，即使在預定的溫度下進行退火，也不會充分地發生鐵素體相的再結晶，因此，不能得到預定的平均el和平均r值。另一方面，保持時間超過5分鐘時，晶粒顯著粗大化，鋼板的光澤度降低，因此，從表面美觀性的觀點考慮不優選。因此，冷軋板退火設定為在850～950℃的溫度下保持5秒～5分鐘。優選在880℃～940℃下保持15秒～3分鐘。
實施例
將具有表1所示的成分組成的鋼利用50kg小型真空熔化爐進行熔煉。將這些鋼錠在1150℃下加熱1小時后，實施熱軋而制成3.0mm厚的熱軋板。熱軋后，水冷至600℃后進行空冷。接著，對這些熱軋板在表2所述的條件下實施熱軋板退火后，對表面進行利用噴丸處理和酸洗的脫氧化皮。進而，冷軋至板厚0.8mm后，在表2所述的條件下進行冷軋板退火(冷軋板退火)，進行利用酸洗的脫氧化皮處理，從而得到冷軋退火板。
對這樣得到的冷軋退火板進行以下的評價。
(1)組織觀察
·馬氏體相的體積率
由冷軋退火板制作截面觀察用的試驗片，實施利用王水的蝕刻處理后，進行基于光學顯微鏡的觀察。根據組織形狀和蝕刻強度區別開馬氏體相和鐵素體相后，通過圖像處理計算出馬氏體相的體積率。觀察是針對10個視野以100倍的倍率實施，將其平均值作為馬氏體相的體積率。需要說明的是，馬氏體相以外的組織為鐵素體相。
(2)成形性的評價
·平均斷裂伸長率(平均el)和斷裂伸長率的面內各向異性|δel|
以使相對于軋制方向為平行(l方向)、45°(d方向)、直角(c方向)的方向分別為試驗片的長度方向的方式，從冷軋退火板裁取jis13b號拉伸試驗片，依據jisz2241進行拉伸試驗，測定斷裂伸長率。
然后，利用以下公式計算出平均斷裂伸長率(平均el)，將25％以上的情況設定為合格(○)，將小于25％的情況設定為不合格(×)。
平均el＝(ell+2×eld+elc)/4
接著，利用以下公式計算出|δel|，將3.0％以下的情況設定為合格(○)，將大于3.0％的情況設定為不合格(×)。
|δel|＝|(ell-2×eld+elc)/2|
·平均r值和r值的面內各向異性|δr|
以使相對于軋制方向為平行(l方向)、45°(d方向)、直角(c方向)的方向分別為試驗片的長度方向的方式，從冷軋退火板裁取jis13b號拉伸試驗片，求出在依據jisz2241的拉伸試驗中賦予15％的應變時的各方向的r值(rl、rd、rc)。在此，rl、rd、rc分別為l方向、d方向、c方向的平均蘭克福特值(平均r值)。
接著，通過以下公式求出平均r值，將該平均r值為0.70以上的情況設定為合格(○)，將該平均r值小于0.70的情況設定為不合格(×)。
平均r值＝(rl+2×rd+rc)/4
另外，通過以下公式計算出|δr|，將該|δr|為0.30以下的情況設定為合格(○)，將該|δr|大于0.30的情況設定為不合格(×)。
|δr|＝|(rl-2×rd+rc)/2|
(3)耐起皺特性的評價
以使與軋制方向平行的方向為試驗片的長度方向的方式從冷軋退火板裁取jis5號拉伸試驗片，利用#600的砂紙對其表面進行研磨，然后依據jisz2241進行拉伸試驗，賦予20％的拉伸應變。然后，在該試驗片的平行部中央的研磨面，沿與軋制方向成直角的方向，利用表面粗糙度計，在測定長度為16mm、高截止濾波器波長為0.8mm、低截止濾波器波長為8mm的條件下測定jisb0601(2001年)中規定的算術平均波紋度wa。將wa為2.0μm以下的情況設定為特別優良的耐起皺特性且合格(◎)，將wa大于2.0μm且在2.5μm以下的情況設定為合格(○)，將wa大于2.5μm的情況設定為不合格(×)。
(4)耐腐蝕性的評價
從冷軋退火板裁取60×100mm的試驗片，制作將表面利用#600砂紙進行研磨拋光后對端面部進行了密封的試驗片，供于jish8502中規定的鹽水噴霧循環試驗。鹽水噴霧循環試驗中，將鹽水噴霧(5質量％nacl、35℃、噴霧2小時)→干燥(60℃、4小時、相對濕度40％)→濕潤(50℃、2小時、相對濕度≥95％)設定為1個循環，進行8個循環。
對實施8個循環的鹽水噴霧循環試驗后的試驗片表面進行照片拍攝，通過圖像分析測定試驗片表面的生銹面積，根據與試驗片總面積的比率計算出生銹率((試驗片中的生銹面積/試驗片總面積)×100[％])。將生銹率為10％以下設定為特別優良的耐腐蝕性且合格(◎)，將生銹率大于10％且在25％以下設定為合格(○)，將生銹率大于25％設定為不合格(×)。
將上述(1)～(4)的評價結果一并示于表2中。
由表2可知，在發明例中，均是成形性和耐起皺特性優良，并且耐腐蝕性也優良。
特別是，對于含有0.32％的cu的no.3(鋼ac)、含有0.21％的mo的no.5(鋼ae)、含有17.8％的cr的no.11(鋼ak)和將n抑制為0.020％以下的no.15～19(鋼ao～as)而言，鹽水噴霧循環試驗后的生銹率為10％以下，耐腐蝕性進一步提高。
另一方面，對于c含量超過適當范圍的no.20(鋼ba)而言，沒有得到預定的平均el和耐腐蝕性。對于cr含量超過適當范圍的no.21(鋼bb)而言，馬氏體相的體積率低于適當范圍，因此，沒有得到預定的|δel|、|δr|和耐起皺特性。對于cr含量低于適當范圍的no.22(鋼bc)而言，沒有得到預定的耐腐蝕性。
對于熱軋板退火的保持溫度低于適當范圍的no.23(鋼aa)而言，馬氏體相的體積率低于適當范圍，因此，沒有得到預定的|δel|、|δr|和耐起皺特性。對于熱軋板退火的保持溫度超過適當范圍的no.24(鋼aa)而言，馬氏體相的體積率低于適當范圍，因此，沒有得到預定的|δel|、平均r值、|δr|和耐起皺特性。對于冷軋板退火的保持溫度低于適當范圍的no.25(鋼aa)而言，沒有充分地發生再結晶，沒有得到預定的平均el、|δel|、平均r值、|δr|和耐起皺特性。對于冷軋板退火的保持溫度超過適當范圍的no.26(鋼aa)而言，馬氏體相的體積率超過適當范圍，因此，沒有得到預定的平均el和平均r值。
由上可知，根據本發明，可以得到具有優良的耐起皺特性和成形性、并且耐腐蝕性也優良的不銹鋼。
產業上的可利用性
通過本發明得到的不銹鋼特別適合應用于以脹形、拉深為主體的沖壓成形品、要求高表面美觀性的用途、例如廚房器具、餐具中。