(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-07-08
(45)【発行日】2024-07-17
(54)【発明の名称】オーステナイト系ステンレス鋼箔
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240709BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240709BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240709BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C21D9/46 Q
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2022557009
(86)(22)【出願日】2021-10-12
(86)【国際出願番号】 JP2021037756
(87)【国際公開番号】W WO2022080374
(87)【国際公開日】2022-04-21
【審査請求日】2023-04-07
(31)【優先権主張番号】P 2020172594
(32)【優先日】2020-10-13
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(31)【優先権主張番号】P 2020172595
(32)【優先日】2020-10-13
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(31)【優先権主張番号】P 2021140134
(32)【優先日】2021-08-30
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006644
【氏名又は名称】日鉄ケミカル＆マテリアル株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001553
【氏名又は名称】アセンド弁理士法人
(72)【発明者】
【氏名】米村 光治
(72)【発明者】
【氏名】木村 圭一
(72)【発明者】
【氏名】平賀 拓也
(72)【発明者】
【氏名】隈 裕二
【審査官】宮脇 直也
(56)【参考文献】
【文献】特開２０２０－０４１２０３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０２０－０４１２０４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０５－０７８７８９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－３４２６９３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１６．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１０．５０％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０～２．５０％、
Ｎｂ：０～０．１２％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ａｌ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～３．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°よりも大きい、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【請求項2】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、Ｍｏ：０．０１～２．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１２％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．５０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、及び、
Ｃｕ：０．０１～３．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【請求項3】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【請求項4】
請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【請求項5】
請求項１～請求項４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、式（１）を満たす、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
｛１１１｝γ／｛１１０｝α′≧１．０２２０ （１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、ステンレス鋼箔に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼箔に関する。
【背景技術】
【0002】
電子機器の発達により、これまでよりも過酷な環境で用いられる材料が求められてきている。たとえば、折り曲げられるスマートフォン（フォルダブルスマートフォン）では、繰り返し曲げ応力が負荷されるため、優れた疲労強度を有する材料が求められる。そこで、従来用いられてきた樹脂や軽金属材料に代わり、優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔が、電子機器材料として求められてきている。なお、本明細書において「鋼箔」とは、厚さが１００μｍ以下の鋼板を意味する。
【0003】
近年、オーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度をさらに高める技術が提案されている。たとえば、特開平１－３０９９１９号公報（特許文献１）、及び、特開２００５－３０７２９５号公報（特許文献２）は、オーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度を高める技術を提案する。
【0004】
特許文献１に開示されるステンレス鋼箔は、重量％で、Ｃ：０．０２～０．２％、Ｓｉ：０．１～２％、Ｍｎ：０．１～２％、Ｓ：０．００６％以下、Ｎｉ：６．０～１０．５％、Ｃｒ：１６～２０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．００１％以下、Ｃａ：０．０００１～０．００５％、Ｎ：０．０１～０．２％、残部Ｆｅからなるステンレス鋼を冷間圧延と焼鈍とを繰り返して冷間圧延の総圧延率９８％以上で最終板厚１００μｍ以下とし、介在物の大きさを７μｍ以下とする。上記ステンレス鋼箔は疲労特性に優れる、と特許文献１には記載されている。
【0005】
特許文献２に開示されるばね用オーステナイト系ステンレス鋼箔は、ＪＩＳ Ｚ ４３１３ ＳＵＳ３０１－ＣＳＰのばね用ステンレス鋼帯であって、圧延方向に対して垂直方向の表面断面曲線の平均山間隔Ｓｍが４０μｍである。上記ばね用オーステナイト系ステンレス鋼箔は耐久性（疲労特性）に優れる、と特許文献２には記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開平１－３０９９１９号公報
【文献】特開２００５－３０７２９５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
上記特許文献１及び２が提案する技術によれば、優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ることができる。しかしながら、上記特許文献１及び２が提案する技術以外の技術によって、優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔が得られてもよい。
【0008】
本開示の目的は、優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、
質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１６．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１０．５０％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０～２．５０％、
Ｎｂ：０～０．１２％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ａｌ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～３．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°よりも大きい。
質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１６．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１０．５０％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０～２．５０％、
Ｎｂ：０～０．１２％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ａｌ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～３．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°よりも大きい。
【発明の効果】
【0010】
本開示によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【発明を実施するための形態】
【0012】
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度を高める手法を調査及び検討した。その結果、次の知見を得た。
【0013】
まず、本発明者らは、化学組成に着目して、優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得る方法を検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｃｒ：１６．００～２０．００％、Ｎｉ：６．００～１０．５０％、Ｎ：０．１００％以下、Ｍｏ：０～２．５０％、Ｎｂ：０～０．１２％、Ｖ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｈｆ：０～０．１０％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．０１００％、Ａｌ：０～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．５００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｃｕ：０～３．００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔であれば、疲労強度を高められる可能性があると考えた。
【0014】
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を種々製造して、その疲労強度を調査した。その結果、上述の化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼箔であっても、優れた疲労強度を有さない場合があることが明らかになった。そこで本発明者らは、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔において、疲労強度が低下する原因と、疲労強度を高める方法とについて検討した。その結果、次の知見を得た。
【0015】
具体的に本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼箔のミクロ組織における格子ひずみのうち、不均一ひずみに着目した。不均一ひずみとは、結晶内の格子ひずみがランダムに分布していることを意味し、その要因は転位に代表される。すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼箔のミクロ組織において、不均一ひずみが多いほど、転位密度が高まる可能性がある。ここで、鋼材中の転位密度を高めれば、転位強化によって鋼材の強度が高まる。鋼材の強度が高まれば、鋼材の疲労限度が高まり、応力が繰り返し負荷された場合に、破断するまでの繰り返し数が増加する可能性がある。すなわち、鋼材の転位密度を高めれば、転位強化によって鋼材の強度が高まり、鋼材の疲労強度が高まる可能性がある。
【0016】
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔において、不均一ひずみと疲労強度との関係を詳細に調査及び検討した。ここで、ランダムな格子ひずみ（不均一ひずみ）が多いほど、Ｘ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピーク形状がブロード化する。そこで本発明者らは、Ｘ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅であれば、不均一ひずみの指標として用いることができると考えた。この点について、図面を用いて詳細に説明する。
【0017】
図１は、本実施例のＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗと、疲労回数との関係を示す図である。図１は、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔において、不均一ひずみの指標であるＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗと、疲労強度の指標である疲労回数とを用いて作成した。なお、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗと、疲労回数とは、後述する方法によって求めた。
【0018】
図１を参照して、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔では、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗと疲労回数との関係において、半値幅Ｆｗ＝０．３６６°近傍には、変曲点が存在する。そして、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°を超えれば、鋼材の疲労回数が顕著に高まることが確認できる。したがって、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、さらに、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗを０．３６６°より大きくする。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。
【0019】
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の要旨は、次のとおりである。
【0020】
［１］
質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１６．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１０．５０％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０～２．５０％、
Ｎｂ：０～０．１２％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ａｌ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～３．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°よりも大きい、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４５％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｃｒ：１６．００～２０．００％、
Ｎｉ：６．００～１０．５０％、
Ｎ：０．１００％以下、
Ｍｏ：０～２．５０％、
Ｎｂ：０～０．１２％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｈｆ：０～０．１０％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．０１００％、
Ａｌ：０～０．０１０％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｃｕ：０～３．００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°よりも大きい、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【0021】
［１］のオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。
【0022】
［２］
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
Ｍｏ：０．０１～２．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１２％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．５０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、及び、
Ｃｕ：０．０１～３．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
Ｍｏ：０．０１～２．５０％、
Ｎｂ：０．０１～０．１２％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．０１～０．５０％、
Ｈｆ：０．０１～０．１０％、
Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
希土類元素：０．０００１～０．０１００％、
Ａｌ：０．００１～０．０１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、及び、
Ｃｕ：０．０１～３．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【0023】
［３］
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【0024】
［４］
［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満である、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
【0025】
［３］又は［４］のオーステナイト系ステンレス鋼箔は、さらに優れた疲労強度を有する。
【0026】
［５］
［１］～［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、式（１）を満たす、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
｛１１１｝γ／｛１１０｝α′≧１．０２２０ （１）
［１］～［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼箔であって、
ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、式（１）を満たす、
オーステナイト系ステンレス鋼箔。
｛１１１｝γ／｛１１０｝α′≧１．０２２０ （１）
【0027】
［５］のオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、曲げ応力に対する優れた耐久性を有する。本明細書において「曲げ応力に対する優れた耐久性」とは、繰り返し曲げ応力が負荷されても、永久変形が起こりにくいことを意味する。
【0028】
以下、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
【0029】
［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成は、次の元素を含有する。
【0030】
Ｃ：０．１５０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃは炭化物を形成して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒界に炭化物が析出して、粒界の金属間化合物の析出量が減少することにより、粒界の安定性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、炭化物が過剰に析出して、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。ここで、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃは炭化物を形成して鋼材の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒界に炭化物が析出して、粒界の金属間化合物の析出量が減少することにより、粒界の安定性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、炭化物が過剰に析出して、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。ここで、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
【0031】
Ｓｉ：１．００％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が鋼材中に残留し、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。ここで、Ｓｉ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。すなわち、Ｓｉ含有量の下限は０％超である。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が鋼材中に残留し、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。ここで、Ｓｉ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【0032】
Ｍｎ：２．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｍｎ含有量の下限は０％超である。Ｍｎは鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト相を安定化させる。Ｍｎはさらに、鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、スピネル型酸化皮膜の形成が促進され、高温における鋼材の耐酸化性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。この場合、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、Ｆｎ１を十分に高められない。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。上記効果を有効に得るためのＭｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｍｎ含有量の下限は０％超である。Ｍｎは鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト相を安定化させる。Ｍｎはさらに、鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、スピネル型酸化皮膜の形成が促進され、高温における鋼材の耐酸化性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。この場合、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、Ｆｎ１を十分に高められない。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％である。上記効果を有効に得るためのＭｎ含有量の好ましい下限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
【0033】
Ｐ：０．０４５％以下
リン（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒界が脆化されて、鋼材の応力緩和割れ感受性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０４５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
リン（Ｐ）は不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒界が脆化されて、鋼材の応力緩和割れ感受性が高まる。したがって、Ｐ含有量は０．０４５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
【0034】
Ｓ：０．０３００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析して、鋼材の応力緩和割れ感受性が高まる。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｓが粒界に偏析して、鋼材の応力緩和割れ感受性が高まる。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
【0035】
Ｃｒ：１６．００～２０．００％
クロム（Ｃｒ）は鋼材の耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、炭化物を形成して鋼材の強度を高め、オーステナイト相の面間隔を大きくする。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。Ｃｒ含有量が低すぎればさらに、冷間加工によって加工誘起マルテンサイト変態が過剰に生成し、オーステナイト相が十分に得られない場合がある。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、α－Ｃｒ相やσ相が過剰に析出して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．００～２０．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．０５％であり、さらに好ましくは１６．１０％であり、さらに好ましくは１６．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１９．９５％であり、さらに好ましくは１９．９０％であり、さらに好ましくは１９．８０％である。
クロム（Ｃｒ）は鋼材の耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、炭化物を形成して鋼材の強度を高め、オーステナイト相の面間隔を大きくする。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。Ｃｒ含有量が低すぎればさらに、冷間加工によって加工誘起マルテンサイト変態が過剰に生成し、オーステナイト相が十分に得られない場合がある。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、α－Ｃｒ相やσ相が過剰に析出して、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．００～２０．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．０５％であり、さらに好ましくは１６．１０％であり、さらに好ましくは１６．２０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１９．９５％であり、さらに好ましくは１９．９０％であり、さらに好ましくは１９．８０％である。
【0036】
Ｎｉ：６．００～１０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化させる。Ｎｉはさらに、鋼材の延性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒内の変形抵抗が増大し、鋼材の延性が低下する。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は６．００～１０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は６．１０％であり、さらに好ましくは６．２０％であり、さらに好ましくは６．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１０．４０％であり、さらに好ましくは１０．２０％であり、さらに好ましくは１０．００％である。
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化させる。Ｎｉはさらに、鋼材の延性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粒内の変形抵抗が増大し、鋼材の延性が低下する。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は６．００～１０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は６．１０％であり、さらに好ましくは６．２０％であり、さらに好ましくは６．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１０．４０％であり、さらに好ましくは１０．２０％であり、さらに好ましくは１０．００％である。
【0037】
Ｎ：０．１００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材中に固溶して、鋼材の強度を高める。Ｎはさらに、オーステナイト相を安定化させる。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の延性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下である。上記効果を有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。すなわち、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材中に固溶して、鋼材の強度を高める。Ｎはさらに、オーステナイト相を安定化させる。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の延性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、冷間加工によって生じる加工誘起マルテンサイト変態が十分に得られない場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．１００％以下である。上記効果を有効に得るためのＮ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
【0038】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、オーステナイト系ステンレス鋼箔を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼箔に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0039】
［任意元素］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、及び、Ｃｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の強度を高める。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｈｆ、及び、Ｃｏからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の強度を高める。
【0040】
Ｍｏ：０～２．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材に固溶して、鋼材の強度を高める。この場合さらに、Ｍｏは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材に固溶して、鋼材の強度を高める。この場合さらに、Ｍｏは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
【0041】
Ｎｂ：０～０．１２％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の耐食性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な炭化物が形成され、鋼材の強度、延性、及び、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼材の結晶粒を微細化し、鋼材の耐食性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な炭化物が形成され、鋼材の強度、延性、及び、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％である。
【0042】
Ｖ：０～１．００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物及び／又は金属間化合物を形成し、鋼材の強度を高める。この場合さらに、鋼材の結晶粒を微細化する。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温腐食の発生と脆化相の析出により、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物及び／又は金属間化合物を形成し、鋼材の強度を高める。この場合さらに、鋼材の結晶粒を微細化する。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温腐食の発生と脆化相の析出により、鋼材の延性及び靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
【0043】
Ｔａ：０～０．５０％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは粒界を強化して、鋼材の強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間加工性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．５０％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは粒界を強化して、鋼材の強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間加工性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．５０％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【0044】
Ｈｆ：０～０．１０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは粒界を強化して、鋼材の強度を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間加工性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは粒界を強化して、鋼材の強度を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間加工性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
【0045】
Ｃｏ：０～０．５０％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼材に固溶して、鋼材の強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼材に固溶して、鋼材の強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．５０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
【0046】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、及び、希土類元素からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の熱間加工性を高める。
【0047】
Ｂ：０～０．０１００％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは炭化物の析出を抑制し、析出物を微細化する効果により鋼材の高温靭性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボロン窒化物（ＢＮ）が生成し、鋼材の靱性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは炭化物の析出を抑制し、析出物を微細化する効果により鋼材の高温靭性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボロン窒化物（ＢＮ）が生成し、鋼材の靱性を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
【0048】
Ｃａ：０～０．０２００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性及び延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性及び延性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
【0049】
Ｍｇ：０～０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性及び延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性及び延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
【0050】
希土類元素：０～０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材表面のＣｒ2Ｏ3保護皮膜の密着性を高め、鋼材の耐酸化性を高める。ＲＥＭはさらに、粒界を強化して、鋼材の強度及び破断ひずみを高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として固定して、鋼材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、鋼材表面のＣｒ2Ｏ3保護皮膜の密着性を高め、鋼材の耐酸化性を高める。ＲＥＭはさらに、粒界を強化して、鋼材の強度及び破断ひずみを高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が形成され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．０１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
【0051】
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
【0052】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ、Ｔｉ、及び、Ｚｒからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材を脱酸する。
【0053】
Ａｌ：０～０．０１０％
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ａｌ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０～０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ａｌ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が形成され、鋼材の疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０～０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％である。
【0054】
Ｔｉ：０～０．５００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼を脱酸する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が形成され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼を脱酸する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な介在物が形成され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
【0055】
Ｚｒ：０～０．１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼を脱酸する。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは鋼を脱酸する。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
【0056】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。
【0057】
Ｃｕ：０～３．００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の耐食性、及び、耐酸化性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温における粒界脆化が促進され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～３．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の耐食性、及び、耐酸化性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温における粒界脆化が促進され、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～３．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．７０％である。
【0058】
［オーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成の測定方法］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成は、周知の成分分析法によって測定することができる。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼箔のから切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の化学組成は、周知の成分分析法によって測定することができる。具体的には、オーステナイト系ステンレス鋼箔のから切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。
【0059】
なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された元素含有量の端数（最小桁の一つ下の位の数）を四捨五入して求めた数値とする。たとえば、Ｃ含有量は、上述の方法で求めた値の小数第四位を四捨五入して得られた小数第三位までの数値とする。本実施形態において、Ｃ含有量以外の元素含有量も同様に、上述の方法で求めた値に対して、本実施形態で規定された元素含有量の端数を四捨五入して得られた数値を、当該元素含有量とする。なお、四捨五入とは、端数が４以下であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。
【0060】
［不均一ひずみ］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きい。ここで、Ｘ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗは、転位に代表されるランダムな格子ひずみに対応する。具体的に、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが大きいほど、不均一ひずみが大きくなる。また、上述のとおりランダムな格子ひずみである不均一ひずみの要因は、転位に代表される。すなわち、転位密度が高いほど、転位強化により鋼材の強度が高まり、疲労強度も高まる可能性がある。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きい。ここで、Ｘ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗは、転位に代表されるランダムな格子ひずみに対応する。具体的に、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが大きいほど、不均一ひずみが大きくなる。また、上述のとおりランダムな格子ひずみである不均一ひずみの要因は、転位に代表される。すなわち、転位密度が高いほど、転位強化により鋼材の強度が高まり、疲労強度も高まる可能性がある。
【0061】
さらに、上述のとおり、図１を参照して、上述の化学組成を有する本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗと疲労回数との関係において、半値幅Ｆｗ＝０．３６６°近傍には、変曲点が存在する。そして、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°を超えれば、鋼材の疲労回数が顕著に高まる。
【0062】
したがって、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗを０．３６６°より大きくする。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。本実施形態において、オーステナイト系ステンレス鋼箔の｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗの好ましい下限は０．３６８°であり、さらに好ましくは０．３７０°であり、さらに好ましくは０．３８０°であり、さらに好ましくは０．３９０°であり、さらに好ましくは０．４００°であり、さらに好ましくは０．４１０°であり、さらに好ましくは０．４２０°であり、さらに好ましくは０．４３０°であり、さらに好ましくは０．４４０°である。本実施形態において、オーステナイト系ステンレス鋼箔の｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗの上限は特に限定されないが、たとえば、０．６００°である。
【0063】
本実施形態において、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗは次の方法で求めることができる。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔から、試験片を作製する。試験片の大きさは特に限定されず、試験片の厚さは鋼箔の厚さと同じとする。試験片の観察面（鋼箔の表面）に対して、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）で測定し、回折プロファイルを得る。ＸＲＤにおいては、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとする。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルから｛１１１｝面のピークを特定し、半値幅Ｆｗを求めることができる。
【0064】
［均一ひずみ］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔において、均一ひずみは特に限定されない。しかしながら、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満であってもよい。ここで、「均一ひずみ」とは、面間隔の変化を伴う格子ひずみを意味する。より具体的には、本明細書において「均一ひずみ」とは、（１１１）面の均一ひずみを意味する。均一ひずみｅが小さいほど、単位格子が微視的に圧縮される方に歪んでいる。一方、均一ひずみｅが大きいほど、単位格子が微視的に引っ張られる方に歪んでいる。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔において、均一ひずみは特に限定されない。しかしながら、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満であってもよい。ここで、「均一ひずみ」とは、面間隔の変化を伴う格子ひずみを意味する。より具体的には、本明細書において「均一ひずみ」とは、（１１１）面の均一ひずみを意味する。均一ひずみｅが小さいほど、単位格子が微視的に圧縮される方に歪んでいる。一方、均一ひずみｅが大きいほど、単位格子が微視的に引っ張られる方に歪んでいる。
【0065】
ここで、｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗは、転位密度に代表される不均一ひずみと相関を有する。つまり、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗを０．３６６°より大きくする本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、転位密度が高まっている可能性がある。一方、繰り返し応力が負荷された鋼材中のミクロ組織では、転位が動いて集積することにより、き裂の起点となる場合がある。
【0066】
すなわち、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、転位密度が高くなりやすいことから、転位の集積による疲労強度の低下が顕在化する可能性がある。そこで、本実施形態では、均一ひずみｅを－２．８９×１０-4未満まで低減させることが好ましい。均一ひずみを低減させれば、仮に転位の集積によってき裂が発生した場合であっても、き裂の進展を抑制することができる。
【0067】
したがって、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗを０．３６６°より大きくした上で、さらに、均一ひずみｅを－２．８９×１０-4未満とするのが好ましい。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、さらに優れた疲労強度を有する。本実施形態において、オーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅのさらに好ましい上限は－２．９０×１０-4であり、さらに好ましくは－３．５０×１０-4であり、さらに好ましくは－３．９０×１０-4であり、さらに好ましくは－４．２０×１０-4であり、さらに好ましくは－４．６０×１０-4であり、さらに好ましくは－５．２０×１０-4であり、さらに好ましくは－５．６０×１０-4であり、さらに好ましくは－６．１０×１０-4であり、さらに好ましくは－６．５０×１０-4であり、さらに好ましくは－６．８０×１０-4であり、さらに好ましくは－７．２０×１０-4であり、さらに好ましくは－７．５０×１０-4である。本実施形態において、オーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅの下限は特に限定されないが、たとえば、－３７．２０×１０-4である。
【0068】
本実施形態において、均一ひずみｅは次の方法で求めることができる。上述の不均一ひずみを測定する方法と同様に、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）により回折プロファイルを得る。具体的には、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔から、試験片を作製する。試験片の大きさは特に限定されず、試験片の厚さは鋼箔の厚さと同じとする。試験片の観察面（鋼箔の表面）に対して、ＸＲＤで測定し、回折プロファイルを得る。ＸＲＤにおいては、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとする。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定する。
【0069】
得られた回折プロファイルから（１１１）面のピークを特定し、格子面間隔ｄ（Å）を求める。格子面間隔ｄ（Å）は、（１１１）面のピーク位置（２θ）と、ブラッグの式（式（Ａ））とを用いることにより、求めることができる。
ｄ＝λ／２ｓｉｎθ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のλにはＸ線の波長がÅで代入され、θには（１１１）面のピーク位置を２で除した値が°で代入される。
ｄ＝λ／２ｓｉｎθ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のλにはＸ線の波長がÅで代入され、θには（１１１）面のピーク位置を２で除した値が°で代入される。
【0070】
得られた（１１１）面の格子面間隔ｄ（Å）と、次の式（Ｂ）とを用いて、均一ひずみｅを求めることができる。
ｅ＝（ｄ－ｄ0）／ｄ0 （Ｂ）
ここで、式（Ｂ）中のｄには格子面間隔がÅで代入され、ｄ0には焼戻しされた場合における（１１１）面の格子面間隔がÅで代入される。なお、本実施形態ではｄ0として、測定値２．０７８２Åを用いる。
ｅ＝（ｄ－ｄ0）／ｄ0 （Ｂ）
ここで、式（Ｂ）中のｄには格子面間隔がÅで代入され、ｄ0には焼戻しされた場合における（１１１）面の格子面間隔がÅで代入される。なお、本実施形態ではｄ0として、測定値２．０７８２Åを用いる。
【0071】
［面間隔］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔さらに、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、次の式（１）を満たしてもよい。
｛１１１｝γ／｛１１０｝α′≧１．０２２０ （１）
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔さらに、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、次の式（１）を満たしてもよい。
｛１１１｝γ／｛１１０｝α′≧１．０２２０ （１）
【0072】
ここで、繰り返し曲げ応力が負荷されるオーステナイト系ステンレス鋼箔には、優れた疲労強度だけでなく、曲げ応力に対する優れた耐久性も有している方が好ましい。本明細書において「曲げ応力に対する優れた耐久性」とは、繰り返し曲げ応力が負荷されても、永久変形が起こりにくいことを意味する。曲げ応力に対する耐久性が高ければ、繰り返し曲げ応力が負荷されても、形状を維持することができる。
【0073】
一方、後述するように、オーステナイト系ステンレス鋼箔は、厚さが１００μｍ以下の箔帯形状であり、非常に薄い。このようなオーステナイト系ステンレス鋼箔を製造する場合、後述する好ましい製造方法によって説明されるように、高い加工度で冷間加工が実施される。上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、高い加工度で冷間加工が実施されると、製造された鋼箔中には加工誘起マルテンサイト変態が生じる。その結果、上述の化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔のミクロ組織には、オーステナイト相だけでなく、マルテンサイト相も含まれる。
【0074】
本発明者らの詳細な検討の結果、繰り返しの曲げ応力に対する耐久性には、オーステナイト相とマルテンサイト相との界面におけるひずみが関係していることが明らかになった。具体的に、ミクロ組織の格子ひずみのうち、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比が、曲げ応力に対する耐久性に関与することが明らかになった。この点について、図面を用いて詳細に説明する。
【0075】
Ｆｎ１＝｛１１１｝γ／｛１１０｝α′と定義する。図２は、Ｆｎ１（＝｛１１１｝γ／｛１１０｝α′）と、耐久性の指標である曲げ癖角度との関係を示す図である。なお、曲げ癖とは、繰り返しの曲げ応力が負荷された際、鋼箔を曲げた方向に残存する永久変形を意味する。つまり、曲げ癖角度が小さいほど、繰り返しの曲げ応力に対する耐久性が高いことを意味する。
【0076】
図２は、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の一例について、後述する方法で求めたＦｎ１と、後述する方法で求めた曲げ癖角度（°）とを用いて得られた。図２を参照して、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きいオーステナイト系ステンレス鋼箔では、Ｆｎ１と曲げ癖角度との関係において、Ｆｎ１＝１．０２２０近傍には変曲点が存在する。そして、Ｆｎ１が１．０２２０以上になれば、曲げ癖角度が安定して低下することが確認できる。
【0077】
したがって、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きく、さらに、Ｆｎ１を１．０２２０以上とするのが好ましい。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有し、さらに、繰り返しの曲げ応力に対して優れた耐久性も有する。
【0078】
なお、この理由について、本発明者らは、次のように推測している。繰り返しの曲げ応力によって、オーステナイト系ステンレス鋼箔には、転位が導入される。結晶中を転位が移動することにより、せん断変形に代表される塑性変形が生じる可能性がある。一方、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔の、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔に対する比を大きくした場合、オーステナイト相とマルテンサイト相との界面のひずみが大きくなり、当該界面における転位の移動が抑制される。このようにして、転位の移動が阻害されることによって、塑性変形が生じにくくなる。その結果、オーステナイト系ステンレス鋼箔の耐久性が高まる、と本発明者らは推測している。
【0079】
本実施形態において、Ｆｎ１のさらに好ましい下限は１．０２２１であり、さらに好ましくは１．０２２２であり、さらに好ましくは１．０２２３であり、さらに好ましくは１．０２２４であり、さらに好ましくは１．０２２５であり、さらに好ましくは１．０２２６である。本実施形態において、Ｆｎ１の好ましい上限は特に限定されず、たとえば、１．０２３０である。
【0080】
本実施形態において、Ｆｎ１は次の方法で求めることができる。まず、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γと、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′とを求める。具体的に、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔から、試験片を作製する。試験片の大きさは特に限定されず、試験片の厚さは鋼箔の厚さと同じとする。試験片の観察面（鋼箔の表面）に対して、Ｘ線回折法（ＸＲＤ）で測定し、回折プロファイルを得る。ＸＲＤにおいては、線源をＣｕＫα線、管電圧を４０ｋＶ、管電流を４０ｍＡとする。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとする。さらに、測定方法は、集中法を用いる。
【0081】
得られた回折プロファイルからオーステナイト相の｛１１１｝面と、マルテンサイト相の｛１１０｝面とのピークを特定する。特定した各ピークの位置（２θ）と、上述のブラッグの式（式（Ａ））とを用いることにより、オーステナイト相の｛１１１｝面、及び、マルテンサイト相の｛１１０｝面の格子面間隔ｄ（Å）をそれぞれ求めることができる。
ｄ＝λ／２ｓｉｎθ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のλにはＸ線の波長がÅで代入され、θには各ピークの位置を２で除した値が°で代入される。
ｄ＝λ／２ｓｉｎθ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のλにはＸ線の波長がÅで代入され、θには各ピークの位置を２で除した値が°で代入される。
【0082】
得られたオーステナイト相の｛１１１｝面、及び、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔と、式（１）とから、Ｆｎ１を求めることができる。なお、本実施形態では、Ｆｎ１が１．０２２０以上であれば足り、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γと、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′とは、特に限定されない。オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γは、たとえば、２．０７３０～２．０７６０Åである。マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′は、たとえば、２．０２５０～２．０３５０Åである。
【0083】
［オーステナイト系ステンレス鋼箔の厚さ］
上述のとおり、本明細書において「鋼箔」とは、厚さが１００μｍ以下の鋼板を意味する。そのため、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、厚さが１００μｍ以下の箔帯形状であり、非常に薄い。要するに、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の厚さは、１００μｍ以下である。好ましくは、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の厚さは約１０～１００μｍである。この場合、高い疲労強度を求められる電子機器材料として好適である。
上述のとおり、本明細書において「鋼箔」とは、厚さが１００μｍ以下の鋼板を意味する。そのため、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、厚さが１００μｍ以下の箔帯形状であり、非常に薄い。要するに、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の厚さは、１００μｍ以下である。好ましくは、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の厚さは約１０～１００μｍである。この場合、高い疲労強度を求められる電子機器材料として好適である。
【0084】
［疲労強度］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きい。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。ここで、本実施形態において、優れた疲労強度とは、以下のとおりに定義される。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きい。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有する。ここで、本実施形態において、優れた疲労強度とは、以下のとおりに定義される。
【0085】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、繰り返し曲げ試験を実施する。具体的に、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔から、試験片を作製する。試験片の大きさは、たとえば、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、鋼箔の幅方向に１００ｍｍ、鋼箔の厚さと同じ厚さとする。作製された試験片を汎用繰り返し曲げ試験機により、試験片が破断するまで繰り返し曲げ応力を付与する。曲げ応力を付与する方向は、鋼箔の圧延方向に垂直な方向とする。このとき、曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とする。破断するまでの繰り返し曲げ回数を疲労回数と定義する。上記定義による疲労回数が４．５×１０4回以上の場合、優れた疲労強度を有すると判断する。
【0086】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きく、さらに、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満とするのが好ましい。その結果、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、さらに優れた疲労強度を有する。ここで、本実施形態において、優れた疲労強度とは、以下のとおりに定義される。
【0087】
上述の方法で、繰り返し曲げ試験を実施する。その結果得られる、上記定義による疲労回数が５．０×１０4回以上の場合、さらに優れた疲労強度を有すると判断する。
【0088】
［曲げ応力に対する耐久性］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きく、さらに、Ｆｎ１（＝｛１１１｝γ／｛１１０｝α′）を１．０２２０以上とするのが好ましい。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有し、さらに、曲げ応力に対する優れた耐久性も有する。ここで、本実施形態において、優れた耐久性とは、以下のとおりに定義される。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔は、上述の化学組成を有し、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きく、さらに、Ｆｎ１（＝｛１１１｝γ／｛１１０｝α′）を１．０２２０以上とするのが好ましい。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼箔は、優れた疲労強度を有し、さらに、曲げ応力に対する優れた耐久性も有する。ここで、本実施形態において、優れた耐久性とは、以下のとおりに定義される。
【0089】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、繰り返し曲げ試験を実施する。具体的に、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔から、試験片を作製する。試験片の大きさは、たとえば、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、鋼箔の幅方向に１００ｍｍ、鋼箔の厚さと同じ厚さとする。作製された試験片に対して、汎用繰り返し曲げ試験機により、繰り返し曲げ応力を付与する。曲げ応力を付与する方向は、鋼箔の圧延方向に垂直な方向とする。このとき、曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２．５ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とする。
【0090】
繰り返し曲げ応力を付与する回数は、２００００回（２万回）とする。２万回の繰り返し曲げ応力が付与された試験片の曲げ癖角度を、次のとおり定義する。繰り返し曲げ応力付与試験前の試験片は、側面視で直線である。図３は、図２に示す曲げ癖角度の測定方法を説明するための模式図である。図３に示すとおり、試験片１０の側面視において、試験後の試験片１０の折れ曲がった部分と、直線Ｌとがなす角度１００を、曲げ癖角度と定義する。
【0091】
曲げ癖角度はたとえば、次の方法で測定する。試験後の試験片１０を、水平な板の上に立てて静置する。静置後、曲げ癖角度を測定する。なお、曲げ癖角度が小さく試験片が自立しない場合、試験片が変形しない程度に、試験片１０の両端各々を板部材で挟み、静置しやすくしてもよい。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔では、上記のとおりに定義された曲げ癖角度が６．０°以下であれば、曲げ応力に対する優れた耐久性を有すると判断する。
【0092】
［製造方法］
上述の構成を有する本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法の一例を、以下に説明する。すなわち、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
上述の構成を有する本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法の一例を、以下に説明する。すなわち、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
【0093】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法の一例は、中間鋼材準備工程と、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程と、テンションアニーリング工程とを含む。なお、第一冷間圧延工程と光輝焼鈍工程とは、複数回繰り返して実施されてもよい。
【0094】
［中間鋼材準備工程］
中間鋼材準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材とは、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔を製造するための中間品であり、厚さ数百μｍ～数ｍｍの鋼板を意味する。中間鋼材は、たとえば、熱間圧延コイルに冷間圧延を実施した冷間圧延コイルである。中間鋼材は製造して準備してもよく、第三者から購入することによって準備してもよい。すなわち、中間鋼材を準備する工程は特に限定されない。
中間鋼材準備工程では、上述の化学組成を有する中間鋼材を準備する。中間鋼材とは、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔を製造するための中間品であり、厚さ数百μｍ～数ｍｍの鋼板を意味する。中間鋼材は、たとえば、熱間圧延コイルに冷間圧延を実施した冷間圧延コイルである。中間鋼材は製造して準備してもよく、第三者から購入することによって準備してもよい。すなわち、中間鋼材を準備する工程は特に限定されない。
【0095】
中間鋼材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法により鋼塊（インゴット）を製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。
【0096】
製造された鋳片又は鋼塊（スラブ、ブルーム、ビレット、又は、インゴット）に対して熱間加工を実施して、厚さ数百μｍ～数ｍｍの鋼板を製造する。熱間加工の方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。熱間圧延によって中間鋼材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造することができる。
【0097】
製造された鋳片又は鋼塊を加熱した後、粗圧延と、仕上げ圧延とを実施する。このとき、熱間圧延の条件は特に限定されず、周知の条件を適宜設定すればよい。熱間圧延された中間鋼材に対して、必要に応じて、冷間圧延と焼鈍処理とを繰り返し実施してもよい。熱間圧延された中間鋼材に対してさらに、必要に応じて、スキンパス圧延を実施してもよい。熱間圧延された中間鋼材に対してさらに、必要に応じて、焼鈍処理を実施してもよい。以上の工程により、本実施形態による中間鋼材が準備される。
【0098】
［第一冷間圧延工程］
第一冷間圧延工程では、上記中間鋼材準備工程で準備された中間鋼材に対して、冷間圧延を実施する。本実施例では、第一冷間圧延における冷間圧延は、周知の装置を用いて実施することができる。たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。
第一冷間圧延工程では、上記中間鋼材準備工程で準備された中間鋼材に対して、冷間圧延を実施する。本実施例では、第一冷間圧延における冷間圧延は、周知の装置を用いて実施することができる。たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。
【0099】
本実施形態による第一冷間圧延工程では、好ましい冷間圧延率ＣＲ１が４５％以上である。ここで、冷間圧延率ＣＲ１（％）とは、第一冷間圧延工程の開始前から、第一冷間圧延工程の終了後における、中間鋼材の厚さの減少率（％）を意味する。すなわち、第一冷間圧延工程における冷間圧延率ＣＲ１は、次の式（Ｃ）で定義される。
ＣＲ１（％）＝１００－（第一冷間圧延工程後の中間鋼材の厚さ）／（第一冷間圧延工程前の中間鋼材の厚さ）×１００ （Ｃ）
ＣＲ１（％）＝１００－（第一冷間圧延工程後の中間鋼材の厚さ）／（第一冷間圧延工程前の中間鋼材の厚さ）×１００ （Ｃ）
【0100】
第一冷間圧延工程における冷間圧延率ＣＲ１が低すぎれば、中間鋼材のミクロ組織において、導入される転位が低下する。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが十分に高められない場合がある。冷間圧延率ＣＲ１が低すぎればさらに、中間鋼材の結晶格子において、付与される圧縮ひずみが小さくなる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅを十分に低下できない場合がある。冷間圧延率ＣＲ１が低すぎればさらに、オーステナイト相に付与されるひずみが小さくなる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、Ｆｎ１を十分に高められない場合がある。
【0101】
したがって、本実施形態の第一冷間圧延工程では、冷間圧延率ＣＲ１は４５％以上とするのが好ましい。第一冷間圧延工程の冷間圧延率ＣＲ１のさらに好ましい下限は４７％であり、さらに好ましくは５０％である。第一冷間圧延工程の冷間圧延率ＣＲ１の上限は特に限定されないが、たとえば、７５％である。
【0102】
［光輝焼鈍工程］
光輝焼鈍工程では、上記第一冷間圧延工程で冷間圧延された中間鋼材に対して、光輝焼鈍処理を実施する。光輝焼鈍処理とは、極低酸素雰囲気下での焼鈍処理を意味する。極低酸素雰囲気下であるため、光輝焼鈍処理が実施された中間鋼材は、その表面がほとんど酸化されず、表面光沢を保つことができる。
光輝焼鈍工程では、上記第一冷間圧延工程で冷間圧延された中間鋼材に対して、光輝焼鈍処理を実施する。光輝焼鈍処理とは、極低酸素雰囲気下での焼鈍処理を意味する。極低酸素雰囲気下であるため、光輝焼鈍処理が実施された中間鋼材は、その表面がほとんど酸化されず、表面光沢を保つことができる。
【0103】
光輝焼鈍工程における好ましい焼鈍温度は９００～１２００℃である。焼鈍温度が低すぎれば、構成元素が不均一に分布し、かつ再結晶も生じず、不均質な組織となる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗが低下して、疲労強度が低下する場合がある。焼鈍温度が低すぎればさらに、構成元素が不均一に分布し、かつ再結晶も生じず、不均質な組織となる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅを十分に低下できない場合がある。
【0104】
一方、焼鈍温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化した結果、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗが低下して、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度が低下する場合がある。したがって、本実施形態の光輝焼鈍工程では、焼鈍温度は９００～１２００℃とするのが好ましい。光輝焼鈍工程におけるさらに好ましい焼鈍温度の下限は９２０℃である。光輝焼鈍工程におけるさらに好ましい焼鈍温度の上限は１１８０℃である。
【0105】
光輝焼鈍工程における好ましい焼鈍時間は５～１０秒である。焼鈍時間が短すぎれば、内在する応力が十分に緩和できず、不均質な組織となる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗが低下して、疲労強度が低下する場合がある。その結果さらに、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅを十分に低下できない場合がある。
【0106】
一方、焼鈍時間が長すぎれば、結晶粒が粗大化した結果、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗが低下して、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度が低下する場合がある。したがって、本実施形態の光輝焼鈍工程では、焼鈍時間は５～１０秒とするのが好ましい。なお、本明細書において光輝焼鈍の「焼鈍温度」とは、焼鈍処理を実施するための熱処理炉の温度（℃）を意味する。なお、本明細書において光輝焼鈍の「焼鈍時間」とは、焼鈍処理を実施するための熱処理炉の中を中間鋼材が通過するのにかかる時間（秒）を意味する。
【0107】
光輝焼鈍工程では、Ｈ2ガスとＮ2ガスとの混合ガス雰囲気とするのが好ましい。この場合、雰囲気ガス中の好ましいＮ2分率は、体積率で３５～６５％である。雰囲気ガス中のＮ2分率が低すぎれば、製造コストが大幅に高まる。一方、雰囲気ガス中のＮ2分率が高すぎれば、鋼材の表層において、Ｃｒ窒化物析出が促進される場合がある。この場合、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔においても、Ｃｒ窒化物が残存する。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼箔の母相において、Ｃｒ濃度が低下することにより固溶Ｃｒによる転位を固着する効果が低下する。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の表層における転位密度が低下して、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗが低下し、疲労強度が低下する。したがって、本実施形態による光輝焼鈍工程では、雰囲気ガスは３５～６５体積％のＮ2ガスと、残部がＨ2ガスとの混合ガスにするのが好ましい。
【0108】
光輝焼鈍工程において、雰囲気ガスの露点は特に限定されない。しかしながら、さらに優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、雰囲気ガスの露点を－７３℃未満とするのが好ましい。雰囲気ガスの露点が高いと、光輝焼鈍中の中間鋼材において、Ｃｒ窒化物が析出しやすくなる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔においても、Ｃｒ窒化物が残存する場合がある。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼箔の母相のＣｒ濃度が低下することにより、格子面間隔ｄ0が低下して、均一ひずみｅが高くなる可能性がある。雰囲気ガスの露点が高すぎればさらに、中間鋼材の表層に厚い酸化皮膜が形成される場合がある。この場合、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、外観品質が低下する。この場合さらに、後述する第二冷間圧延工程において、表面疵が形成され、繰り返し曲げにおける破壊起点となる場合がある。
【0109】
一方、雰囲気ガスの露点を－７３℃未満とすれば、Ｃｒ窒化物の析出を安定して抑制でき、オーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅを低下させることができる。この場合さらに、厚い酸化皮膜の形成を抑制し、外観品質の低下と、表面疵の形成とを防止することができる。したがって、さらに優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、雰囲気ガスの露点は－７３℃未満とするのが好ましい。
【0110】
光輝焼鈍工程において、炉圧は特に限定されない。しかしながら、優れた耐久性も有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、炉圧を１００～８００Ｐａとするのが好ましい。本明細書において、「炉圧」とは、炉内圧力と大気圧の差を意味する。すなわち、「光輝焼鈍工程における炉圧が１００～８００Ｐａである」とは、光輝焼鈍工程の炉内圧力が、大気圧よりも１００～８００Ｐａ高いことを意味する。炉圧が低すぎれば、炉内に中間鋼材を導入する際、大気も炉内に導入されやすくなる。その結果、炉内雰囲気が変化して、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の疲労強度が低下する場合がある。
【0111】
一方、炉圧が高すぎれば、炉内雰囲気由来の窒素が中間鋼材の表層に過剰に導入され、表層に窒化物が形成される場合がある。この場合、中間鋼材の固溶窒素量がかえって減少して、オーステナイト相の面間隔が低下する。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、Ｆｎ１が十分に高められない可能性がある。したがって、優れた耐久性も有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、本実施形態の光輝焼鈍工程では、炉圧は１００～８００Ｐａとするのが好ましい。
【0112】
なお、上述のとおり、第一冷間圧延工程と光輝焼鈍工程とは、複数回繰り返して実施してもよい。たとえば、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを２回繰り返して実施する場合、１回めの第一冷間圧延と、１回めの光輝焼鈍とを実施した後、２回めの第一冷間圧延と、２回めの光輝焼鈍とを実施する。この場合であっても、第一冷間圧延と光輝焼鈍とは、いずれも上述の条件で実施するのが好ましい。
【0113】
［第二冷間圧延工程］
第二冷間圧延工程では、上記光輝焼鈍工程で光輝焼鈍処理が実施された中間鋼材に対して、第二の冷間圧延を実施する。第二冷間圧延工程における冷間圧延も、第一冷間圧延工程における冷間圧延と同様に、周知の装置を用いて実施することができる。たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。
第二冷間圧延工程では、上記光輝焼鈍工程で光輝焼鈍処理が実施された中間鋼材に対して、第二の冷間圧延を実施する。第二冷間圧延工程における冷間圧延も、第一冷間圧延工程における冷間圧延と同様に、周知の装置を用いて実施することができる。たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。
【0114】
本実施形態による第二冷間圧延工程では、好ましい冷間圧延率ＣＲ２が４５％以上である。ここで、冷間圧延率ＣＲ２（％）とは、第二冷間圧延工程の開始前から、第二冷間圧延工程の終了後における、中間鋼材の厚さの減少率（％）を意味する。すなわち、第二冷間圧延工程における冷間圧延率ＣＲ２は、次の式（Ｄ）で定義される。
ＣＲ２（％）＝１００－（第二冷間圧延工程後の中間鋼材の厚さ）／（第二冷間圧延工程前の中間鋼材の厚さ）×１００ （Ｄ）
ＣＲ２（％）＝１００－（第二冷間圧延工程後の中間鋼材の厚さ）／（第二冷間圧延工程前の中間鋼材の厚さ）×１００ （Ｄ）
【0115】
第二冷間圧延工程における冷間圧延率ＣＲ２が低すぎれば、中間鋼材のミクロ組織において、導入される転位が低下する。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが十分に高められない場合がある。冷間圧延率ＣＲ２が低すぎればさらに、中間鋼材の結晶格子において、付与される圧縮ひずみが小さくなる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅを十分に低下できない場合がある。冷間圧延率ＣＲ２が低すぎればさらに、オーステナイト相に付与されるひずみが小さくなる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、Ｆｎ１を十分に高められない場合がある。
【0116】
したがって、本実施形態の第二冷間圧延工程では、冷間圧延率ＣＲ２は４５％以上とするのが好ましい。第二冷間圧延工程の冷間圧延率ＣＲ２のさらに好ましい下限は４７％であり、さらに好ましくは５０％である。第二冷間圧延工程の冷間圧延率ＣＲ２の上限は特に限定されないが、たとえば、７５％である。
【0117】
［テンションアニーリング工程］
テンションアニーリング工程では、上記第二冷間圧延工程で冷間圧延が実施された中間鋼材に対して、テンションアニーリングを実施する。テンションアニーリングとは、張力を付与しながら、焼鈍処理を実施することを意味する。テンションアニーリングが実施された中間鋼材は、張力により中間鋼材の平坦度を維持できる。
テンションアニーリング工程では、上記第二冷間圧延工程で冷間圧延が実施された中間鋼材に対して、テンションアニーリングを実施する。テンションアニーリングとは、張力を付与しながら、焼鈍処理を実施することを意味する。テンションアニーリングが実施された中間鋼材は、張力により中間鋼材の平坦度を維持できる。
【0118】
テンションアニーリング工程における好ましい焼鈍温度は３５０～８５０℃である。焼鈍温度が低すぎれば、十分なひずみ時効が得られない場合がある。一方、焼鈍温度が高すぎれば、中間鋼材のミクロ組織において、導入された転位密度が低下しすぎる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが十分に高められない場合がある。
【0119】
したがって、本実施形態のテンションアニーリング工程では、焼鈍温度は３５０～８５０℃とするのが好ましい。テンションアニーリング工程におけるさらに好ましい焼鈍温度の下限は３６０℃である。テンションアニーリング工程におけるさらに好ましい焼鈍温度の上限は８００℃である。
【0120】
テンションアニーリング工程において、焼鈍時間は特に限定されない。焼鈍時間は、たとえば、５～１０秒である。なお、本明細書においてテンションアニーリングの「焼鈍温度」とは、焼鈍処理を実施するための熱処理炉の温度（℃）を意味する。なお、本明細書においてテンションアニーリングの「焼鈍時間」とは、焼鈍処理を実施するための熱処理炉の中を中間鋼材が通過するのにかかる時間（秒）を意味する。
【0121】
テンションアニーリング工程における好ましい張力は２．０～６．０Ｎ／ｍｍ2である。中間鋼材に付与する張力が低すぎれば、オーステナイト系ステンレス鋼箔の平坦度が低下する場合がある。一方、張力が高すぎれば、導入された転位密度が低下しすぎる。その結果、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼箔において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが十分に高められない場合がある。したがって、本実施形態のテンションアニーリング工程では、付与する張力は２．０～６．０Ｎ／ｍｍ2とするのが好ましい。テンションアニーリング工程におけるさらに好ましい張力の下限は３．０Ｎ／ｍｍ2である。テンションアニーリング工程におけるさらに好ましい張力の上限は５．０Ｎ／ｍｍ2である。
【0122】
このようにして、中間鋼材準備工程と、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程と、テンションアニーリング工程とが実施される。ここで、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗは、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とから強く影響を受け、その値が変化する。すなわち、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とのバランスにより、｛１１１｝面の半値幅Ｆｗの値は変化する。
【0123】
そこで、本実施形態による製造方法では、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程との条件が、次の式（２）を満たすことにより、上述の化学組成と、０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。
ここで、式（２）中のＥｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、及び、Ｅｑ６は、次の式（３）～（８）によって定義される。
ここで、式（３）中のＣＲ１には第一冷間圧延工程における冷間圧延率が％で代入される。式（４）中のＣＲ２には第二冷間圧延工程における冷間圧延率が％で代入される。式（５）及び（６）中のＬＭは、以下の式（９）によって定義される。式（７）中のＴTにはテンションアニーリング工程における焼鈍温度が℃で代入される。式（８）中のＦTにはテンションアニーリング工程における張力がＮ／ｍｍ2で代入される。
ここで、式（９）中のＴには光輝焼鈍工程における焼鈍温度が℃で代入され、ｔには光輝焼鈍工程における焼鈍時間が時間で代入される。
【数1】
【数2】
【数3】
【数4】
【数5】
【数6】
【数7】
【数8】
【0124】
式（２）の左辺を「ＦｎＡ」と定義する。ＦｎＡは本実施形態による製造方法において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルでの｛１１１｝面の半値幅Ｆｗを高められる条件の指標である。本実施形態による製造方法においては、上述の条件を満たし、さらにＦｎＡが０．８０以下であれば、上述の化学組成と、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。したがって、本実施形態による製造方法においては、ＦｎＡを０．８０以下とすることが好ましい。
【0125】
さらに、均一ひずみｅは、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とから強く影響を受け、その値が変化する。すなわち、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とのバランスにより、均一ひずみｅの値は変化する。したがって、さらに優れた疲労強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、上述の条件に加えて、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程との条件が、次の式（１０）を満たすのが好ましい。この場合、上述の化学組成と、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有し、さらに、－２．８９×１０-4未満の均一ひずみｅとを有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。
ここで、式（１０）中のＥｑ１、Ｅｑ２、及び、Ｅｑ３は、上記式（３）～（５）によって定義される。式（１０）中のＥｑ７は、次の式（１１）によって定義される。
【数9】
【数10】
【0126】
式（１０）の中辺を「ＦｎＢ」と定義する。ＦｎＢは、本実施形態による製造方法において、均一ひずみを安定して低下させる条件の指標である。本実施形態による製造方法においては、上述の条件を満たし、さらにＦｎＢが０．１５～１．００の範囲内であれば、上述の化学組成と、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有し、さらに、－２．８９×１０-4未満の均一ひずみｅを有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。したがって、本実施形態による製造方法においては、ＦｎＢを０．１５～１．００とすることが好ましい。
【0127】
さらに、Ｆｎ１は、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とから強く影響を受け、その値が変化する。すなわち、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程とのバランスにより、Ｆｎ１の値は変化する。したがって、優れた耐久性を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を得ようとする場合、上述の条件に加えて、第一冷間圧延工程と、光輝焼鈍工程と、第二冷間圧延工程との条件が、次の式（１２）を満たすのが好ましい。この場合、上述の化学組成と、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有し、さらに、１．０２２０以上のＦｎ１を有するオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。
ここで、式（１２）中のＥｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、及び、Ｅｑ５は、上記式（３）～（７）によって定義される。式（１２）中のＥｑ８は、次の式（１３）によって定義される。
ここで、式（１３）中のＰには光輝焼鈍工程における炉圧がＰａで代入される。
【数11】
【数12】
【0128】
式（１３）の左辺を「ＦｎＣ」と定義する。ＦｎＣは本実施形態の製造方法において、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比（Ｆｎ１＝｛１１１｝γ／｛１１０｝α′）を高められる条件の指標である。本実施形態においては、上述の条件を満たし、さらに、ＦｎＣが１．７０以下であれば、上述の化学組成と、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおいて０．３６６°より大きい｛１１１｝面の半値幅Ｆｗとを有し、さらに、Ｆｎ１が１．０２２０以上のオーステナイト系ステンレス鋼箔を安定して製造することができる。したがって、本実施形態による製造方法では、ＦｎＣを１．７０以下とするのが好ましい。
【0129】
以上の工程により、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔を製造することができる。なお、上述する製造方法は、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔を製造するための方法の一例である。すなわち、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の製造方法は、上述する製造方法に限定されず、他の製造方法であってもよい。
【0130】
以下、実施例によって本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔をさらに具体的に説明する。なお、以下に説明する実施例は、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼箔の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。
【実施例1】
【0131】
表１に示す化学組成を有する溶鋼から、連続鋳造によりスラブを製造した。なお、表１中の「－」は、表１に記載されている数値の端数を四捨五入したときに、０％であったことを意味する。
【0132】
【表1】
【0133】
鋼Ａ～Ｌのスラブに対して熱間圧延、及び、焼鈍を実施して、厚さ４ｍｍの熱間圧延コイルを製造した。製造された鋼Ａ～Ｌの熱間圧延コイルに対して冷間圧延、及び、焼鈍を繰り返し実施して、厚さ３００μｍの箔帯形状の中間鋼材（冷間圧延コイル）を製造した。
【0134】
試験番号１－１～１－２１について、鋼Ａ～Ｌの中間鋼材を用いて、表２に記載の条件で、第一冷間圧延を実施した。具体的に、試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に対して、表２に記載の回数、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを繰り返した。より具体的に、表２に「１回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを１回ずつ実施したことを意味する。表２に「２回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍との組合せを２回繰り返したことを意味する。
【0135】
【表2】
【0136】
試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に対して実施した、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１（％）を表２に示す。なお、第一冷間圧延を２回実施した試験番号１－１１、１－１２、及び、１－１４の中間鋼材について、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１は、２回とも同じ冷間圧延率であった。第一冷間圧延が実施された試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に対して、光輝焼鈍を実施した。試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に実施した光輝焼鈍の焼鈍温度（℃）、及び、焼鈍時間（秒）を表２に示す。さらに、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおけるＮ2分率（％）を表２に示す。
【0137】
光輝焼鈍が実施された試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に対して、第二冷間圧延を実施した。試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に実施した第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２（％）を表２に示す。第二冷間圧延が実施された中間鋼材に対して、テンションアニーリングを実施した。試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの焼鈍温度（℃）を表２に示す。さらに、試験番号１－１～１－２１の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの張力（Ｎ／ｍｍ2）を表２に示す。
【0138】
さらに試験番号１－１～１－２１について、第一冷間圧延、光輝焼鈍、第二冷間圧延、及び、テンションアニーリングの条件と、上述の式（２）～（９）とを用いて、Ｅｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、及び、ＦｎＡを求めた。求めたＦｎＡを表２に示す。求めたＥｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、及び、ＦｎＡを表３に示す。
【0139】
【表3】
【0140】
［評価試験］
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、及び、繰り返し曲げ試験を実施した。
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、及び、繰り返し曲げ試験を実施した。
【0141】
［半値幅Ｆｗ測定試験］
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で｛１１１｝面の半値幅Ｆｗを求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルから｛１１１｝面のピークを特定し、半値幅Ｆｗを求めた。求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表２に示す。
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で｛１１１｝面の半値幅Ｆｗを求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルから｛１１１｝面のピークを特定し、半値幅Ｆｗを求めた。求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表２に示す。
【0142】
［繰り返し曲げ試験］
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表２に示す。
試験番号１－１～１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表２に示す。
【0143】
［評価結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１－１～１－１３のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
表１及び表２を参照して、試験番号１－１～１－１３のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
【0144】
一方、試験番号１－１４のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１が低すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0145】
試験番号１－１５のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の焼鈍温度が高すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0146】
試験番号１－１６のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の焼鈍時間が短すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0147】
試験番号１－１７のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２が低すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0148】
試験番号１－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、テンションアニーリングの張力が高すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0149】
試験番号１－１９のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、テンションアニーリングの焼鈍温度が高すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、さらに、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0150】
試験番号１－２０のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、テンションアニーリングの張力が高すぎた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0151】
試験番号１－２１のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、ＦｎＡが０．８０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【実施例2】
【0152】
実施例１と同様に、表１に記載の鋼Ａ～Ｌのスラブに対して熱間圧延、及び、焼鈍を実施して、厚さ４ｍｍの熱間圧延コイルを製造した。実施例１と同様に、製造された鋼Ａ～Ｌの熱間圧延コイルに対して冷間圧延、及び、焼鈍を繰り返し実施して、厚さ３００μｍの箔帯形状の中間鋼材（冷間圧延コイル）を製造した。
【0153】
試験番号２－１～２－１８について、鋼Ａ～Ｌの中間鋼材を用いて、表４に記載の条件で、第一冷間圧延を実施した。具体的に、試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に対して、表４に記載の回数、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを繰り返した。より具体的に、表４に「１回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを１回ずつ実施したことを意味する。表４に「２回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍との組合せを２回繰り返したことを意味する。
【0154】
【表4】
【0155】
試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に対して実施した、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１（％）を表４に示す。なお、第一冷間圧延を２回実施した試験番号２－１１、２－１２、及び、２－１４の中間鋼材について、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１は、２回とも同じ冷間圧延率であった。第一冷間圧延が実施された試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に対して、光輝焼鈍を実施した。試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に実施した光輝焼鈍の焼鈍温度（℃）、焼鈍時間（秒）を表４に示す。
【0156】
さらに、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおいて、露点が－７３℃未満の場合は適切（表４中の「Ａ」（Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ））と判断した。一方、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおいて、露点が－７３℃以上の場合は不適切（表４中の「ＮＡ」（Ｎｏｔ Ａｃｃｅｐｔａｂｌｅ））と判断した。なお、試験番号２－１８の露点は、－５０℃であった。また、試験番号２－１～２－１８の露点は、光輝焼鈍を実施するための熱処理炉のうち、加熱帯にて測定した。また、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおけるＮ2分率（％）を表４に示す。
【0157】
光輝焼鈍が実施された試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に対して、第二冷間圧延を実施した。試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に実施した第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２（％）を表４に示す。第二冷間圧延が実施された中間鋼材に対して、テンションアニーリングを実施した。試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの焼鈍温度（℃）を表４に示す。さらに、試験番号２－１～２－１８の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの張力（Ｎ／ｍｍ2）を表４に示す。
【0158】
さらに第一冷間圧延、光輝焼鈍、第二冷間圧延、及び、テンションアニーリングの条件と、上述の式（２）～（１１）とを用いて、Ｅｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、Ｅｑ７、ＦｎＡ、及び、ＦｎＢを求めた。求めたＦｎＡ及びＦｎＢを表４に示す。求めたＥｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、Ｅｑ７、ＦｎＡ、及び、ＦｎＢを表５に示す。
【0159】
【表5】
【0160】
［評価試験］
試験番号２－１～２－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、均一ひずみ測定試験、及び、繰り返し曲げ試験を実施した。
試験番号２－１～２－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、均一ひずみ測定試験、及び、繰り返し曲げ試験を実施した。
【0161】
［半値幅Ｆｗ測定試験］
半値幅Ｆｗ測定試験は、実施例１と同様に、上述の条件で実施した。試験番号２－１～２－１８について、求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表４に示す。
半値幅Ｆｗ測定試験は、実施例１と同様に、上述の条件で実施した。試験番号２－１～２－１８について、求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表４に示す。
【0162】
［均一ひずみ測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で均一ひずみｅを求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルから（１１１）面のピークを特定し、上述の式（Ａ）に示されるブラッグの式により、格子面間隔ｄ（Å）を求めた。得られた（１１１）面の格子面間隔ｄ（Å）と、上述の式（Ｂ）とを用いて、均一ひずみｅを求めた。なお、本実施例では、ｄ0として、測定値２．０７８２Åを用いた。求めた各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅ（×１０-4）を表４に示す。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で均一ひずみｅを求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４５ｋＶ、管電流を２００ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルから（１１１）面のピークを特定し、上述の式（Ａ）に示されるブラッグの式により、格子面間隔ｄ（Å）を求めた。得られた（１１１）面の格子面間隔ｄ（Å）と、上述の式（Ｂ）とを用いて、均一ひずみｅを求めた。なお、本実施例では、ｄ0として、測定値２．０７８２Åを用いた。求めた各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔の均一ひずみｅ（×１０-4）を表４に示す。
【0163】
［繰り返し曲げ試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表４に示す。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表４に示す。
【0164】
［評価結果］
表１及び表４を参照して、試験番号２－１～２－１３及び２－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
表１及び表４を参照して、試験番号２－１～２－１３及び２－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
【0165】
試験番号２－１～２－１３のオーステナイト系ステンレス鋼箔ではさらに、製造方法において、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおける露点が－７３℃未満であった。その結果、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が５．０×１０4回を超え、さらに優れた疲労強度を有していた。
【0166】
一方、試験番号２－１４のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１が低すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、さらに、ＦｎＢが０．１５未満であった。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4以上であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0167】
試験番号２－１５のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の焼鈍温度が低すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＢが０．１５未満であった。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4以上であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0168】
試験番号２－１６のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２が低すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＢが０．１５未満であった。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4以上であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【0169】
試験番号２－１７のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、テンションアニーリングの張力が低すぎ、さらに、ＦｎＢが０．１５未満であった。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、均一ひずみｅが－２．８９×１０-4以上であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。
【実施例3】
【0170】
実施例１と同様に、表１に記載の鋼Ａ～Ｌのスラブに対して熱間圧延、及び、焼鈍を実施して、厚さ４ｍｍの熱間圧延コイルを製造した。実施例１と同様に、製造された鋼Ａ～Ｌの熱間圧延コイルに対して冷間圧延、及び、焼鈍を繰り返し実施して、厚さ３００μｍの箔帯形状の中間鋼材（冷間圧延コイル）を製造した。
【0171】
試験番号３－１～３－２２について、鋼Ａ～Ｌの中間鋼材を用いて、表６に記載の条件で、第一冷間圧延を実施した。具体的に、試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に対して、表６に記載の回数、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを繰り返した。より具体的に、表６に「１回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍とを１回ずつ実施したことを意味する。表６に「２回」と記載される場合、第一冷間圧延と光輝焼鈍との組合せを２回繰り返したことを意味する。
【0172】
【表6】
【0173】
試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に対して実施した、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１（％）を表６に示す。なお、第一冷間圧延を２回実施した試験番号３－１１、３－１２、及び、３－１４の中間鋼材について、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１は、２回とも同じ冷間圧延率であった。第一冷間圧延が実施された試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に対して、光輝焼鈍を実施した。試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に実施した光輝焼鈍の焼鈍温度（℃）及び焼鈍時間（秒）を表６に示す。さらに、光輝焼鈍の雰囲気ガスにおけるＮ2分率（％）及び炉圧（Ｐａ）を表６に示す。
【0174】
光輝焼鈍が実施された試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に対して、第二冷間圧延を実施した。試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に実施した第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２（％）を表６に示す。第二冷間圧延が実施された中間鋼材に対して、テンションアニーリングを実施した。試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの焼鈍温度（℃）を表６に示す。さらに、試験番号３－１～３－２２の中間鋼材に実施した、テンションアニーリングの張力（Ｎ／ｍｍ2）を表６に示す。
【0175】
さらに第一冷間圧延、光輝焼鈍、第二冷間圧延、及び、テンションアニーリングの条件と、上述の式（２）～（９）、（１２）及び（１３）とを用いて、Ｅｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、Ｅｑ８、ＦｎＡ、及び、ＦｎＣを求めた。求めたＦｎＡ及びＦｎＣを表６に示す。求めたＥｑ１、Ｅｑ２、Ｅｑ３、Ｅｑ４、Ｅｑ５、Ｅｑ６、ＬＭ、Ｅｑ８、ＦｎＡ、及び、ＦｎＣを表７に示す。
【0176】
【表7】
【0177】
［評価試験］
試験番号３－１～３－２２のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、Ｆｎ１測定試験、繰り返し曲げ試験、及び、曲げ癖角度測定試験を実施した。
試験番号３－１～３－２２のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、半値幅Ｆｗ測定試験、Ｆｎ１測定試験、繰り返し曲げ試験、及び、曲げ癖角度測定試験を実施した。
【0178】
［半値幅Ｆｗ測定試験］
半値幅Ｆｗ測定試験は、実施例１と同様に、上述の条件で実施した。試験番号３－１～３－２２について、求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表６に示す。
半値幅Ｆｗ測定試験は、実施例１と同様に、上述の条件で実施した。試験番号３－１～３－２２について、求めた｛１１１｝面の半値幅Ｆｗ（°）を表６に示す。
【0179】
［Ｆｎ１測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおけるオーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比Ｆｎ１を求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４０ｋＶ、管電流を４０ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルからオーステナイト相の｛１１１｝面と、マルテンサイト相の｛１１０｝面とのピークを特定し、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γと、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′とを求めた。求めた｛１１１｝γと、｛１１０｝α′とから、Ｆｎ１を求めた。求めたＦｎ１を表６に示す。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおけるオーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比Ｆｎ１を求めた。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、ＸＲＤにより回折プロファイルを得た。ＸＲＤでは、線源をＣｕＫα線、管電圧を４０ｋＶ、管電流を４０ｍＡとした。また、回折角（２θ）を４０～５０度の範囲として、０．０１度ピッチ、１°／ｍｉｎとして、集中法により測定した。得られた回折プロファイルからオーステナイト相の｛１１１｝面と、マルテンサイト相の｛１１０｝面とのピークを特定し、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γと、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′とを求めた。求めた｛１１１｝γと、｛１１０｝α′とから、Ｆｎ１を求めた。求めたＦｎ１を表６に示す。
【0180】
［繰り返し曲げ試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表６に示す。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で繰り返し曲げ試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、繰り返し曲げ試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。試験片が破断するまでの曲げ応力の付与した回数を「疲労回数」とした。得られた疲労回数（回）を表６に示す。
【0181】
［曲げ癖角度測定試験］
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で曲げ癖角度測定試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、曲げ癖角度測定試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を２００００回（２万回）繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２．５ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。図３に示されるとおりに、各試験番号の試験片を平坦な机に静止して、机の天板の上方向から写真を撮影した。得られた写真画像から、図３中に符号１００で示される曲げ癖角度を求めた。得られた曲げ癖角度（°）を表６に示す。
各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔に対して、上述の条件で曲げ癖角度測定試験を実施した。具体的に、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼箔から試験片を作製して、曲げ癖角度測定試験を実施した。試験片の大きさは、鋼箔の圧延方向に１１０ｍｍ、幅方向に１００ｍｍ、厚さを鋼箔の厚さを同じとした。試験片に対して、圧延方向と垂直な方向に、曲げ応力を２００００回（２万回）繰り返し付与した。曲げ周期を１．２５Ｈｚとし、曲げ半径を２．５ｍｍとし、曲げ角度を０～１２５°とした。図３に示されるとおりに、各試験番号の試験片を平坦な机に静止して、机の天板の上方向から写真を撮影した。得られた写真画像から、図３中に符号１００で示される曲げ癖角度を求めた。得られた曲げ癖角度（°）を表６に示す。
【0182】
［評価結果］
表１及び表６を参照して、試験番号３－１～３－１３、３－２１、及び、３－２２のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
表１及び表６を参照して、試験番号３－１～３－１３、３－２１、及び、３－２２のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、本実施形態の化学組成の範囲を全て満たし、さらに、製造方法において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１、光輝焼鈍の焼鈍温度と焼鈍時間とＮ2分率と、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２、テンションアニーリングの焼鈍温度と張力と、及び、ＦｎＡが、いずれも明細書に記載の好ましい範囲を満たした。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°より大きかった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回を超え、優れた疲労強度を有していた。
【0183】
試験番号３－１～３－１３のオーステナイト系ステンレス鋼箔ではさらに、製造方法において、光輝焼鈍の炉圧が１００～８００Ｐａであった。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける、オーステナイト相の｛１１１｝面の面間隔｛１１１｝γの、マルテンサイト相の｛１１０｝面の面間隔｛１１０｝α′に対する比Ｆｎ１が１．０２２０以上であった。その結果、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°以下となり、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していた。
【0184】
一方、試験番号３－１４のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、第一冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ１が低すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0185】
試験番号３－１５のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の焼鈍温度が高すぎ、光輝焼鈍の炉圧が低すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0186】
試験番号３－１６のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の焼鈍時間が短すぎ、光輝焼鈍の炉圧が低すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0187】
試験番号３－１７のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の炉圧が高すぎ、第二冷間圧延の冷間圧延率ＣＲ２が低すぎ、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0188】
試験番号３－１８のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の炉圧が低すぎ、テンションアニーリングの張力が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0189】
試験番号３－１９のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、テンションアニーリングの焼鈍温度が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0190】
試験番号３－２０のオーステナイト系ステンレス鋼箔では、製造工程において、光輝焼鈍の炉圧が高すぎ、ＦｎＡが０．８０を超え、さらに、ＦｎＣが１．７０を超えた。その結果、ＣｕＫα線によるＸ線回折プロファイルにおける｛１１１｝面のピークの半値幅Ｆｗが０．３６６°以下であった。その結果さらに、Ｆｎ１が１．０２２０未満であった。その結果、繰り返し曲げ試験において疲労回数が４．５×１０4回未満であり、優れた疲労強度を有していなかった。その結果さらに、曲げ癖角度測定試験において曲げ癖角度が６．０°を超え、曲げ応力に対して優れた耐久性を有していなかった。
【0191】
以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
【図1】
【図2】
【図3】