CN101671796A - 加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明是为了得到加工表面粗糙度小的成形性优异的铁素体系不锈钢板而提出的发明，其课题是通过使钢的成分和织构满足适当的范围从而提供加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板。为此，对于铁素体系不锈钢板省略热轧板退火而进行轧制率为40％以上的一次冷轧、在750～900℃下的中间退火，进而进行轧制率为60％以上的最终冷轧、在750～1000℃下的最终退火，由此{554}±10°取向晶粒的面积率达到50％以上。另外，将铁素体系不锈钢铸坯加热到1050～1200℃的范围，将热粗轧开始温度设为1000～1150℃，在热粗轧中途在900～1100℃进行5分钟以上的滞留，接着进行热精轧后不进行退火而进行冷轧－退火，由此使{554}±10°取向以外的取向晶粒的沿板横向的宽度不到100μm。

Description

加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢板在厨房设备、家电产品、电子设备等广泛领域中被使用。但是，与奥氏体系不锈钢板相比，成形性差，因此，存在用途受限制的情况。近年来，由于精炼技术的提高，极低碳氮化成为可能，而且，通过添加Ti、Nb等稳定化元素而提高了成形性和耐腐蚀性的铁素体系不锈钢板正被适用于广泛范围的成形用途。这是因为铁素体系不锈钢在室内环境下具有良好的耐腐蚀性，经济性比添加大量Ni的奥氏体系不锈钢优异的缘故。
近年来，在专利文献1中曾公开了用于降低进行极低碳氮化并添加了Ti的铁素体系不锈钢板的面内各向异性、并兼具优异的成形性的织构及其制造方法。但是，虽然这些铁素体系不锈钢板其深拉深和鼓凸等的成形性优异，但是与奥氏体系不锈钢板相比，加工后的表面品质不足够。到目前为止，一般认为铁素体系不锈钢板的加工后的表面品质由于在对钢板进行冲压成形时沿轧制方向产生的微细的凹凸、即所谓的被称为起皱(ridging)的现象而显著劣化。因此，对于抑制起皱的方法，一直以来进行了较多的研究开发。例如，在专利文献2、专利文献3、专利文献4、专利文献5中，对于抑制起皱的钢成分和制造方法进行了公开。
但是，即使改善了铁素体系不锈钢板的耐起皱性，在实际的成形用途中，与奥氏体系不锈钢板相比，也容易产生加工表面粗糙，存在将加工后的表面品质视为问题的情况。在专利文献6中，曾公开了改善粗糙加工表面(橘皮似的表层；由粗晶粒所导致的粗糙表面)的成分系、和制造方法或成形方法。专利文献6是通过由Ti和Nb的复合添加来扩大钢的晶粒细化区域从而降低加工表面粗糙度的。但是，这些方案是限于低Cr铁素体系不锈钢板(Cr＜16％)的方案，并不适用于通常在厨房设备等中使用的中Cr铁素体系不锈钢板(Cr≥16％)。
最近，对于极低碳氮化的中Cr铁素体系不锈钢板(Cr≥16％)，公开了改善加工表面粗糙度的成分系以及制造方法或成形方法。在专利文献7中，通过控制成形变形量，根据钢的晶粒粒径规定成形变形量与晶粒粒径的关系式，降低加工表面粗糙度。另一方面，在专利文献8中，规定了钢板制造方法和成形方法，即控制成分和析出物从而使晶粒粒径为20μm以下，或者选择冲压成形方法，由此改善加工表面粗糙度。在实际的成形用途中，为了降低加工表面粗糙度，需要规定晶粒粒径和成形方法。
但是，现状是：对于通常在厨房设备等中使用的中Cr铁素体系不锈钢板(Cr≥16％)，特别是近年来进行极低碳氮化并添加了Ti的铁素体系不锈钢板，不需要规定晶粒粒径和成形方法的、加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板尚未出现。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-163139号公报
专利文献2：日本特开平6-81036号公报
专利文献3：日本特开平8-333639号公报
专利文献4：日本特开平10-280046号公报
专利文献5：日本特开2005-307234号公报
专利文献6：日本特开平7-292417号公报
专利文献7：日本特开2005-139533号公报
专利文献8：日本特开2007-224342号公报
发明内容
本发明的目的是解决上述课题，提供加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
本发明是为了通过将钢的成分和织构控制在适当的范围，来解决上述课题，得到加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板及其制造方法而提出的发明。其主旨如下。
(1)一种加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.30％以下、P：0.035％以下、S：0.0100％以下、Cr：16～22％、N：0.020％以下、Ti：0.01～0.35％、Al：0.005～0.1％，其余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，在板厚中心部的与板面平行的面的织构中存在的{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下或50％以上。
(2)根据(1)所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、B：0.005％以下之中的一种或两种以上。
(3)一种加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.30％以下、P：0.035％以下、S：0.0100％以下、Cr：16～22％、N：0.020％以下、Ti：0.01～0.35％、Al：0.005～0.1％，其余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，在板厚中心部的与板面平行的面的织构中的{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％，并且与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的沿板横向的宽度不到100μm。
(4)根据(3)所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、B：0.005％以下之中的一种或两种以上。
(5)一种制造(1)或(2)的任一项所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，对具有(1)或(2)的任一项中所述的钢成分的铁素体系不锈钢铸坯进行热轧从而制成热轧板，不进行退火而进行酸洗，实施轧制率为40％以上的一次冷轧从而制成冷轧板，在750～900℃实施10分钟以上的中间退火，进而进行轧制率为60％以上的最终冷轧从而制成最终冷轧板，在750～1000℃进行最终退火。
(6)一种制造(3)或(4)所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，将具有(3)或(4)的任一项中所述的钢成分的铁素体系不锈钢铸坯加热到1050～1200℃的范围，将热粗轧开始温度设为1000～1150℃，在热粗轧中途在900～1100℃进行5分钟以上的滞留，接着进行热精轧后进行冷轧-退火。
以下，将上述(1)～(4)的钢板的发明以及(5)、(6)的制造方法的发明分别称为本发明。另外，有时将(1)～(6)的发明合在一起称为本发明。
(1)～(4)的本发明的铁素体系不锈钢板，通过将成分和织构控制在适当范围，可以不规定成形变形量、与晶粒粒径或成形方法而降低加工表面粗糙度。该铁素体系不锈钢板，可采用例如(5)、(6)的本发明的方法在工业上稳定地进行制造。
附图说明
图1是表示{554}±10°取向晶粒的结晶取向图。黑色是{554}±10°取向晶粒区域，白色是{554}±10°取向以外的取向晶粒区域，图中箭头表示{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度。
图2表示{554}±10°取向晶粒的面积率与表面粗糙度的关系。
图3表示在{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％的情况下的{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙度的关系。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述课题，对于在添加了Ti的高纯度铁素体系不锈钢板中产生的织构对加工表面粗糙度造成的影响进行了各种研究，得到了下述(a)～(h)的新见解。以下基于具体的制造实际成果进行详细说明。
使用具有表1的成分的铁素体系不锈钢，由表2所示的制造方法对铸坯进行加热并进行热轧，制成板厚3～6mm的热轧钢板。热轧钢板经酸洗后，实施一次冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，制成板厚0.5～0.8mm的制品。制品的表面规格为2B。
Figure A20091016384300091
Figure A20091016384300101
(a)到目前为止，即使对添加了Ti的高纯度铁素体系不锈钢板的晶粒粒径进行细化，也存在未引起加工表面粗糙度降低的情况。这样的加工表面粗糙度的特征是凹凸的单元比材料的晶粒粒径充分大。具体来说，在晶粒粒径为20μm时可观察到凹凸的单元超过100μm的情况。即，也存在表面粗糙的组织单元不能用晶粒粒径说明的情况。因此，本发明人等进行了织构的详细分析，验证了代替晶粒粒径的表面粗糙的组织单元。
(b)首先，用X射线衍射法解析平均的织构。解析方法是求出结晶取向晶粒取向分布函数(Crystallite Orientation Distribution Function，称为ODF)。该函数为相对于材料坐标系在根本意义上指定晶粒的取向的三个变量(ψ1，φ，ψ2)。若求出该函数，则能够知道具有欧拉角(ψ1，φ，ψ2)取向的晶粒的存在量。例如，在ψ2＝45°的截面上，在{111}<112>的位置根据(30°、54.7°)、(90°、54.7°)的强度能够知道存在量，在{554}<225>的位置根据(30°、59.5°)、(90°、59.5°)的强度能够知道存在量，在{112}<110>的位置根据(0°、34.7°)的强度能够知道存在量，在{001}<110>的位置根据(0°、0°)、(90°、0°)的强度能够知道存在量。
分析最终制品板的织构，得到下述的(i)、(ii)的结果。
(i)从{111}<112>向{554}<225>强烈地集聚。
(ii)作为上述以外的取向，{112}<110>、{001}<110>也存在。
(c)其次，利用能可视化每个晶粒的结晶取向的EBSP(ElectronBack-Scatter Diffraction Pattern；电子背散射衍射花样)取向解析系统，对可分割成与上述(b)中记载的(i)和(ii)的取向集团对应的2个区域的结晶取向图的表示进行了研究。图1是与表2中所记载的钢3相关的图，是分割成由ND//{554}±10°取向和其以外的取向所构成的区域的情况下的结晶取向图。图1的黑色部分是ND//{554}±10°取向晶粒的区域，图1的白色部分是ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒的区域。以下将ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒也称为“与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒”。在图1中，对于{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度，在5个部位用拔白箭头示出。从图1来看，ND//{554}±10°取向晶粒的区域和其以外的取向所构成的晶粒区域，在板横向的宽度均为超过100μm的大小，与上述(a)中记载的粗糙表面的凹凸相当的大小大致一致。另外，也明确了上述各结晶取向晶粒的分布形态与表面粗糙的凹凸的分布形态对应。即，通过分割成ND//{554}±10°取向晶粒的区域和其以外的取向所构成的区域，能够特定与表面粗糙的凹凸对应的区域(表面粗糙的组织单元)。在表2中，记载了{554}±10°取向以外的取向晶粒的宽度。
(d)表述在前项中所述的EBSP法的结晶取向图，考察了与表面粗糙度的关系。图2是关于表2的钢1～11研讨ND//{554}±10°取向的面积率与表面粗糙度的关系的结果。表面粗糙度的判定是：在与钢板的轧制方向成0°的方向上制取JIS5号拉伸试件，以20％的应变与轧制方向平行地进行拉伸加工，用十点平均粗糙度Rz评价在20％应变下产生的表面凹凸。关于十点平均粗糙度Rz，采用JIS B0601-2001，将测量长度设为2mm，截止值(cut off value)设为0.8mm，测定方向设为与轧制方向垂直的方向。
在图2中，ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围时，表面粗糙度Rz为3μm以上，加工表面粗糙度变大。这样，在特定的面积率下表面粗糙度变大的理由可以理解为：在该特定范围下，ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度大，为100～200μm(表2的钢1～6)，由两者的区域形成凹凸的大小(Rz)也与此相伴地增加。另一方面，可推定：若ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上，则ND//{554}±10°取向晶粒以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm，加工表面粗糙度小。另外，在ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的情况下，织构被无规则化。因此，虽然ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度为100μm以上，但是能够将加工表面粗糙度抑制为小。因此，为了减小加工表面粗糙度，将ND//{554}±10°取向晶粒的面积率确定为40％以下或50％以上。
(e)如上述那样要减小加工表面粗糙度，将ND//{554}±10°取向晶粒的面积率确定为50％以上并且降低两者的区域的在板横向的宽度、或者将ND//{554}±10°取向晶粒的面积率确定为40％以下是有效的。但是，即使是ND//{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％的情况，也可通过降低上述取向晶粒的在板横向的宽度本身来减小加工表面粗糙度。图3是表示在{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％的情况下，ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙度的关系的图。从图3来看，若使ND//{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm，则Rz不到3μm，表面粗糙度变小。
(f)要形成如(d)中所述的织构，优选采用省略了热轧板退火的两次冷轧工序。在冷轧-退火条件中，使一次冷轧的冷轧率为40％以上、一次冷轧后的退火条件为在750～900℃退火10分钟以上、最终冷轧的冷轧率为60％以上、最终冷轧后的退火条件为750～1000℃是有效的。
(g)要形成如(e)中所述的织构，将铁素体系不锈钢铸坯加热到1050～1200℃的范围，关于热轧条件为：使热粗轧开始温度为1000～1150℃，在热粗轧中途在900～1100℃进行5分钟以上的滞留后，进行热精轧。
(h)在具有(d)～(e)的织构的情况下，在0°方向的拉伸加工后的表面粗糙度Rz不到3μm。这可与加工表面粗糙度处于在实用上不被视为问题的水平的奥氏体系不锈钢例如SUS304相匹敌。将表面粗糙度的阈值定为3μm，决定表面粗糙度的大小。
上述(1)～(6)的本发明是基于上述(a)～(h)的见解而完成的。
以下对于本发明的各要件进行详细说明。另外，各元素的含量的“％”意指“质量％”。
(A)以下说明成分的限定理由。
C使成形性和耐腐蚀性变差，因此，其含量越少越好，所以将其上限设为0.020％。但是，其过度降低会导致精炼成本增加，所以优选下限为0.001％。考虑到耐腐蚀性和制造成本，更优选为0.002～0.005％。
Si有时作为脱氧元素添加。但是，Si是固溶强化元素，从抑制延伸率降低的角度来看，其含量越少越好，所以将其上限设为0.60％。但是，其过度降低会导致精炼成本增加，所以优选下限为0.01％。考虑到加工性和制造成本，更优选为0.03～0.30％。
Mn与Si同样是固溶强化元素，所以其含量越少越好。从抑制延伸率降低的角度来看，将其上限设为0.30％。但是，其过度降低会导致精炼成本增加，所以，优选下限为0.01％，考虑到加工性和制造成本，更优选为0.03～0.15％。
P与Si、Mn同样是固溶强化元素，所以其含量越少越好。从抑制延伸率降低的角度来看，将其上限设为0.035％。但是，其过度降低会导致精炼成本增加，因此，优选下限为0.005％。考虑到制造成本和可加工性，更优选为0.010～0.020％。
S是杂质元素，损害热加工性和耐腐蚀性，所以其含量越少越好。因此，将其上限设为0.010％。但是，其过度降低会导致精炼成本增加，所以，优选下限为0.0001％。考虑到耐腐蚀性和制造成本，更优选为0.0010～0.0050％。
Cr是用于确保耐腐蚀性的必需元素，将其下限设为16％。但是，添加量超过22％时由于韧性降低而损害制造性，延伸率也变差。因此，Cr的上限为22％。考虑到耐腐蚀性、制造性和可加工性，优选为16～19％。
N与C同样会使成形性和耐腐蚀性变差，因此，其含量越少越好，所以将其上限设为0.020％。但是，其过度降低会担心在凝固时成为铁素体晶粒生成核的TiN未析出，凝固组织柱状晶化，制品板成形时的耐起皱性变差。另外，在过剩地添加N时，由于固溶N而造成延伸率降低，因此，优选下限为0.001％。考虑到制造成本和耐腐蚀性，更优选为0.005～0.012％。
Ti与C、N、S、P结合，提高耐腐蚀性、耐晶界腐蚀性以及成形性，并且有助于凝固组织的微细化，因此将其下限设为0.01％。但是，Ti也是固溶强化元素，过度的添加会导致延伸率降低，所以将其上限设为0.35％。考虑到焊接区的晶界腐蚀性和成形性，优选为0.10～0.20％。
Al是作为脱氧元素有效的元素，因此将其下限设为0.005％。但是，过度的添加会导致成形性、焊接性和表面品质劣化，因此，将上限设为0.1％。考虑到精炼成本，优选为0.01～0.05％。
Mg除了在钢液中与Al一起形成Mg氧化物作为脱氧剂起作用以外，还作为TiN的结晶核起作用。在凝固过程中TiN成为铁素体相的凝固核，促进TiN的析出，由此在凝固时可微细地生成铁素体相。通过使凝固组织微细化，除了能够减少制品的起皱和本发明的粗糙加工表面等的来源于粗大凝固组织的取向晶粒以外，还带来成形性的提高。因此，在添加的情况下设为0.005％以下。若超过0.0050％则焊接性劣化。从0.0001％起稳定地显现出成为TiN的结晶核的Mg氧化物在钢液中积极形成。考虑到精练成本，更优选为0.0002～0.0020％。
Nb是提高成形性和耐腐蚀性的元素，在添加的情况下设为0.6％以下。若超过0.6％则提高材料强度但导致延性下降。其效果从0.01％起稳定地显现。考虑到制造性、成形性和耐腐蚀性，更优选为0.05～0.3％。
Mo、Ni、Cu是提高耐腐蚀性的元素，在添加的情况下，分别设为2.0％以下。若超过2.0％则导致成形性特别是延性下降。其效果分别从0.1％起稳定地显现。考虑到制造性、延性，更优选分别为0.3～1.5％。
B是提高二次加工性的元素，向添加了Ti的钢中添加较有效。在添加的情况下，设为0.005％以下。若超过0.005％则导致延性下降。其效果从0.0001％起稳定地显现。考虑到精炼成本、延展性，更优选为0.0003～0.0030％。
(B)以下对关于织构的限定理由进行说明。
本发明的铁素体系不锈钢板是具有(A)项中所述的成分，并且为了减小加工表面粗糙度而规定了织构的钢板。
如上所述，织构可以使用EBSP(Electron Back-Scatter DiffractionPattern)法解析。EBSP法是可以高速地测定、解析在试样表面的局部区域的结晶取向的方法。为了追求适于表面粗糙的组织单元的条件而确定为ND//{554}±10°取向的理由是为了将上述(b)中记载的(i)和(ii)的区域分割成与表面粗糙凹凸相当的区域。若分割的话，则在钢板的晶粒粒径约为20μm的情况下，ND//{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度、和与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度为120μm～200μm的范围。该宽度与表面粗糙的组织单元大致一致。指定用ND//{554}取向表示时的角度的理由是以下内容。例如，若使结晶取向倾斜的角度为5°，则{554}取向晶粒的在板横向的宽度比其以外的取向晶粒的在板横向的宽度充分小，不能将上述(b)中记载的(i)和(ii)的区域分割成与表面粗糙凹凸相当的区域，因此不适于作为表面粗糙的组织单元。相反，若使结晶取向倾斜的角度为15°，则{554}取向晶粒的在板横向的宽度比其以外的取向晶粒的在板横向的宽度充分大，不能将上述(b)中记载的(i)和(ii)的区域分割成与表面粗糙凹凸相当的区域，因此不适于作为表面粗糙的组织单元。因此，采用ND//{554}±10°取向作为适于表面粗糙的组织单元的条件。
{554}±10°取向晶粒的面积率的求出方法如下。例如，在板厚中心部的与板面平行的面，在板横向1000μm、轧制方向3000μm的测定区域，将倍率设为100进行EBSP测定，由EBSP取向解析软件直接将板厚中心部的与板面平行的面的织构如图1那样作为{554}±10°取向的结晶取向图表示。若这样地表示，则{554}±10°取向晶粒的面积率直接表示出。另外，与ND//{554}±10°取向相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度的求出方法，是由EBSP取向解析系统在测定区域用直方图表示，作为宽度的平均值而采用的求法。
在ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的情况下，通过使结晶取向无规则，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分小。因此，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异小，因此，加工表面粗糙度降低。因此，为了降低加工表面粗糙度，只要使与板面平行的面的{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下即可。但是，关于可加工性，由于ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下，因此平均r值小，在将钢板冲压成形时成形性差。另外，关于平均值r在后面示出。
在ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的情况下，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分大。因此，{554}±10°取向晶粒较多地分布，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异小，因此，加工表面粗糙度降低。在成形性上，当ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的范围时，平均r值为1.5以上，因此在将钢板冲压成形时成形性优异。要降低加工表面粗糙度且成形性优异，优选的范围是ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为60％～95％。更优选的范围是ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为70％～90％。
在{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围的情况下，ND//{554}±10°取向晶粒和相邻的其以外的取向晶粒的分布，可作为与表面粗糙凹凸相当的区域表现。与ND//{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此，加工表面粗糙度变大。为了降低加工表面粗糙度，只要使与板面平行的面的{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下或50％以上即可。
若{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度为100μm以上，则ND//{554}±10°取向晶粒和与其相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此加工表面粗糙度变大。但是，即使{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围，若{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm，则{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异也小，因此加工表面粗糙度降低。为了降低加工表面粗糙度，只要使{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围，且与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm即可。
将成形性的指标作为平均r值来表示。从钢板上在与轧制方向成0°、45°、90°的方向制取JIS13B号试件，在各个拉伸方向通过拉伸应变为16％的加工，依据JIS Z 2254测定r值。表示为根据各拉伸方向的r值由式(1)计算出的平均r值。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4              (1)
在此，r0是与轧制方向成0°的方向的r值，r45是与轧制方向成45°的方向的r值，r90是与轧制方向成90°的方向的r值。如上所述，加工表面粗糙度小且成形性优异的只是ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的织构。满足加工表面粗糙度小且成形性优异两种特性的更优选的范围是：ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为70％～90％，其以外的取向晶粒的沿板横向的宽度不到60μm。
(C)制造方法
对于具有上述(A)中所记载的成分的铁素体系不锈钢，为了在坯材中以及加工后形成为上述(B)所记载的织构，优选以下的制造条件。
为了形成使ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的本发明的织构，优选采用省略了热轧板退火的两次的冷轧工序。在一次冷轧和最终冷轧之间进行中间退火。以下称为“第1发明方法”。
为了在后续的中间退火中促进再结晶，一次冷轧的轧制率设为40％以上，优选为45％以上。若提高一次冷轧的轧制率，则对热轧板的板厚和最终冷轧的轧制率产生制约，因此设为60％以下。为了促进再结晶，中间退火设为750℃以上。由于需要即使将中间退火温度设为低温也得到细粒的再结晶组织，因此中间退火时间设为10分钟以上。若不到10分钟，则粗粒的未再结晶组织残留。为了防止晶粒粒径的粗大化，更优选退火温度的上限为900℃。
为了使本发明的织构发达，最终冷轧的轧制率规定为60％以上。若提高最终冷轧的轧制率，则可使ND//{554}±10°取向发达，ND//{554}±10°取向的面积率将为50％以上，因此平均r值变大。最终冷轧的轧制率优选为70％以上，更优选为75％以上。若最终冷轧的轧制率不到60％，则ND//{554}±10°取向难以发达，ND//{554}±10°取向的面积率变为40％以下，因此，平均r值变小。最终退火设为再结晶下限温度的750℃以上，为了防止粗粒化，设为1000℃以下。
冷轧可以采用可逆式的20辊森吉米尔式轧机、6辊或12辊轧机来实施，也可以采用多道次连续轧制的串列式轧机来实施。为形成本发明的织构，优选工作辊径大。因此，工作辊径设为200mm以上。更优选这样的大径辊轧制在一次冷轧时实施。
最终冷轧后的制品板厚度并没有特别规定。但是，当希望将本发明钢适用于成形用途时，制品板厚度优选为0.5mm以上。
对形成{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的本发明的织构的制造方法进行说明。为了使{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下，只要使冷轧的轧制率不到60％即可。冷轧工序可以为一次也可以为两次。在进行两次的冷轧的情况下，只要使最终冷轧的轧制率不到60％即可。以下称为“第2发明方法”。
对形成{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％，并且与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm的本发明的织构的制造方法进行说明。
热轧前的铸坯加热温度设为1050℃以上、1200℃以下。在不到1050℃的情况下，热变形抗力变高，热轧负荷增大，并且有时会产生热粘缺陷。在超过1200℃的情况下，晶粒粒径粗化。
为形成本发明的织构，需要将热粗轧开始温度设为1000℃以上、1150℃以下，在热粗轧中途在900℃～1100℃滞留5分钟以上，使在热粗轧中途之后的道次间的热轧板组织为再结晶组织。这有效地起到如下作用：通过粉碎、细化存在于凝固组织中的{001}取向晶粒、促进热粗轧后的再结晶组织，在冷轧-退火后可使{554}±10°取向发达，能够降低其以外的取向晶粒的在板横向的宽度。以下称为“第3发明方法”。
在这种情况下，由于{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％，因此冷轧可以为一次。在进行两次的冷轧的情况下，对于中间退火条件也没有特别的规定。
实施例
(实施例1)
以下对实施本发明的制造方法，形成为本发明的织构的铁素体系不锈钢板的实施例进行叙述。
使用具有表1的成分的铁素体系不锈钢，由表2所示的制造方法，对铸坯进行加热，进行热轧，制成板厚为3～6mm的热轧钢板。热轧钢板经酸洗后，实施一次冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，制成板厚为0.5～0.8mm的制品。制品的表面规格为2B。热轧以及由热轧钢板制造制品，在本发明所规定的范围和其以外的条件下实施。在表2中，“-”意指省去工序。
由表2中所记载的制造方法表示出钢1～8实施了热轧板退火。表示出钢1、2、7采用一次的冷轧工序制造。这些钢1～8是采用了实施热轧板退火的常用制造方法，用于加工表面粗糙度的比较。
在图2中表示ND//{554}±10°取向晶粒的面积率与加工表面粗糙度的关系。由表2来看，对于钢7～8而言，在进行了热轧板退火之后，进行了一次或二次的冷轧-退火。最终冷轧率不到60％，满足第2发明方法。其结果，ND//{554}±10°取向难以发达。通过使结晶取向无规则，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分小。在这种情况下的ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的范围，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此，加工表面粗糙度变小。因此，钢7、8被绘图为：ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的范围，Rz不到3μm。
钢9～11是进行了省略热轧板退火的两次冷轧-退火的钢，满足第1发明方法。对于冷轧-退火条件，将一次冷轧的冷轧率设为40％以上，一次冷轧后的退火条件设为在750～900℃退火10分钟以上，最终冷轧的冷轧率设为60％以上，最终冷轧后的退火条件设为750～900℃。若在该制造条件下进行，则可使ND//{554}±10°取向发达，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分大。在这种情况下，ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的范围，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此加工表面粗糙度变小。{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分大，因此，加工表面粗糙度变小。因此，钢9～11被绘图为：ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的范围，Rz不到3μm。
钢1～6是在热轧板退火之后进行了一次或二次的冷轧-退火的钢。当在热轧板退火之后，与冷轧率和退火温度无关地进行冷轧-退火时，ND//{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围。在该范围中，ND//{554}±10°取向晶粒和与其相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此，Rz为3μm以上，加工表面粗糙度变大。因此，钢1～6被绘图为：ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围，Rz为3μm以上。
图3是对于钢1～6和钢12～14进行了绘图的图。表示在{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％的情况下的、与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙度的关系。如上述那样，对于钢1～6而言，{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此，加工表面粗糙度变大。另一方面，钢12～14满足第3发明方法，通过在热粗轧中途进行长时间滞留，并进行热精轧，来控制热轧条件，不进行退火而进行了冷轧-退火，因此，{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，其以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm。在这种情况下，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此加工表面粗糙度变小。因此，钢12～14被绘图为：{554}±10°取向晶粒的面积率为超过40％且不到50％的范围，Rz不到3μm。
(实施例2)
以下对实施本发明的制造方法形成为本发明的织构的铁素体系不锈钢板的实施例进行说明。
使用具有表3的成分的铁素体系不锈钢，由表4中所示的制造方法，加热铸坯，进行热轧，制成板厚为3～6mm的热轧钢板。热轧钢板经酸洗后，实施一次冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火，制成板厚为0.5～0.8mm的制品。制品的表面规格为2B。化学成分、热轧以及由热轧钢板制造制品，在本发明所规定的范围和其以外的条件下实施。在表3、表4中，下划线意指在本发明的范围外。另外，在表4中，“-”意指省去工序。在表5中表示出评价结果。在表面粗糙度的判定中，0°拉伸加工后的表面粗糙度Rz若不到3μm则表示为○，若为3μm以上则表示为×。
Figure A20091016384300231
Figure A20091016384300241
表5
  制造No   钢   表面粗糙度   宽度*1)(μm)   面积率*2)(％)   平均r值   备注
  1   A   ○   70   75   2   本发明例
  2   A   ×   110   47   1.43   比较例
  3   A   ×   130   45   1.46   比较例
  4   A   ×   140   45   1.42   比较例
  5   A   ×   160   42   1.46   比较例
  6   A   ○   80   45   1.42   本发明例
  7   A   ×   120   45   1.47   比较例
  8   A   ×   140   46   1.44   比较例
  9   A   ×   150   48   1.46   比较例
  10   A   ○   120   35   1.38   本发明例
  11   A   ○   45   80   2.1   本发明例
  12   A   ○   70   48   1.52   本发明例
  13   B   ○   70   75   1.9   本发明例
  14   B   ○   60   42   1.43   本发明例
  15   C   ○   76   74   1.94   本发明例
  16   C   ○   70   43   1.43   本发明例
  17   D   ○   90   65   1.8   本发明例
  18   D   ○   70   45   1.4   本发明例
  19   E   ×   170   17   1.26   比较例
  20   E   ×   200   9   1.2   比较例
  21   F   ×   120   58   1.55   比较例
  22   F   ×   120   42   1.41   比较例
  23   G   ×   160   43   1.4   比较例
  S304   ○   6   1.1
宽度*1)：{554}±10°取向以外的取向晶粒的在板横向的宽度
面积率*2)：{554}±10°取向的面积率(％)
制造No.10是在省略了热轧板退火之后，进行了两次的冷轧-退火的例子。将最终冷轧率设为不到60％，具备第2发明方法。因此，ND//{554}±10°取向难以发达。通过使结晶取向无规则，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分小。在这种情况下的ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下的范围，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此满足本发明所规定的织构。
制造No.1是由本发明的第1发明方法规定的进行了省略热轧板退火的两次冷轧-退火的例子。在冷轧-退火条件中，将一次冷轧的冷轧率设为40％以上，一次冷轧后的退火条件设为在750～900℃退火10分钟以上，最终冷轧的冷轧率设为60％以上，最终冷轧后的退火条件设为750～900℃。若在该制造条件下进行，则可使ND//{554}±10°取向发达，{554}±10°取向晶粒的在板横向的宽度与其以外的取向晶粒的在板横向的宽度相比充分大。在这种情况下，ND//{554}±10°取向晶粒的面积率为50％以上的范围，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此满足本发明所规定的织构。
制造No.2、No.4、No.5是使制造No.1的制造条件之中的1个条件设为第1发明方法的范围之外而实施的例子，{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，ND//{554}±10°取向晶粒和与其相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此不满足本发明所规定的织构。另外，制造No.3进行了热轧板退火，这一点与第1发明方法不同，即使实施两次的冷轧-退火，{554}±10°取向晶粒的面积率也处于超过40％且不到50％的范围，且ND//{554}±10°取向晶粒、和与其相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此不满足本发明所规定的织构。因此，将制造No.2～5称为比较例。
制造No.6、No.12是具备本发明中规定的第3发明方法，在热粗轧中途长时间滞留，进行热精轧后，进行了冷轧-退火的例子。若实施上述的制造条件，则{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，其以外的取向晶粒的在板横向的宽度不到100μm。因此，{554}±10°取向晶粒和其以外的取向晶粒的塑性各向异性的差异变小，因此满足本发明所规定的织构。
制造No.7～9，将第3发明方法的制造条件之中的1个条件设为本发明范围之外进行实施，{554}±10°取向晶粒的面积率处于超过40％且不到50％的范围，ND//{554}±10°取向晶粒、和与其相邻的其以外的取向晶粒的在板横向的宽度与表面粗糙的组织单元一致，因此不满足本发明所规定的织构。因此将制造No.7～9称为比较例。
另外，No.6～9的冷轧中间退火温度高，No.12进行了热轧板退火，在这些方面与第1发明方法相偏离。
制造No.11是本发明所规定的、在热粗轧中途长时间滞留，进行热精轧后，省略热轧板退火，进行了两次冷轧-退火的例子，均满足第1发明方法和第3发明方法。当实施了上述的制造条件后，{554}±10°取向晶粒的面积率和其以外的取向晶粒的在板横向的宽度，对于成形性优异且表面粗糙度优异而言处于更优选的范围内。
制造No.13～18，具有本发明中规定的成分，并在本发明中规定的制造条件下实施，满足本发明所规定的织构。可知与上述的制造No.1、No.6、No.10～12同样地，与比较例相比加工表面粗糙度降低，且加工表面粗糙度降低到与SUS304相匹敌的程度。
制造No.19～23表示比较例。制造No.19～21由于不满足本发明中规定的化学成分，因此，若在本发明的制造条件下进行制造的话，虽然满足本发明所规定的织构，但是表面粗糙度不满足判定标准(Rz不到3μm)。No.22、No.23由于不满足本发明中规定的化学成分，因此即使在本发明所规定的制造条件下进行制造，也不满足本发明所规定的织构。
产业上的利用可能性
根据本发明，可有效利用铁素体系不锈钢板的优异的成形性，并且可以将加工表面粗糙度降低到满足实用上的要求，能够谋求将与奥氏体系不锈钢板相比经济性优异的铁素体系不锈钢板应用于加工用途。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (6)

1、一种加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.30％以下、P：0.035％以下、S：0.0100％以下、Cr：16～22％、N：0.020％以下、Ti：0.01～0.35％、Al：0.005～0.1％，其余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，在板厚中心部的与板面平行的面的织构中存在的{554}±10°取向晶粒的面积率为40％以下或50％以上。
2、根据权利要求1所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、B：0.005％以下之中的一种或两种以上。
3、一种加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.30％以下、P：0.035％以下、S：0.0100％以下、Cr：16～22％、N：0.020％以下、Ti：0.01～0.35％、Al：0.005～0.1％，其余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，在板厚中心部的与板面平行的面的织构中的{554}±10°取向晶粒的面积率超过40％且不到50％，并且与{554}±10°取向晶粒相邻的其以外的取向晶粒的沿板横向的宽度不到100μm。
4、根据权利要求3所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0050％以下、Nb：0.6％以下、Mo：2％以下、Ni：2％以下、Cu：2％以下、B：0.005％以下之中的一种或两种以上。
5、一种制造权利要求1或2的任一项所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，对具有权利要求1或2的任一项中所述的钢成分的铁素体系不锈钢铸坯进行热轧从而制成热轧板，不进行退火而进行酸洗，实施轧制率为40％以上的一次冷轧从而制成冷轧板，在750～900℃实施10分钟以上的中间退火，进而进行轧制率为60％以上的最终冷轧从而制成最终冷轧板，在750～1000℃进行最终退火。
6、一种制造权利要求3或4所述的加工表面粗糙度小的铁素体系不锈钢板的方法，其特征在于，将具有权利要求3或4的任一项中所述的钢成分的铁素体系不锈钢铸坯加热到1050～1200℃的范围，将热粗轧开始温度设为1000～1150℃，在热粗轧中途在900～1100℃进行5分钟以上的滞留，接着进行热精轧后进行冷轧-退火。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103276299A (zh) * 2013-04-16 2013-09-04 宝钢不锈钢有限公司 一种高表面质量的铁素体不锈钢钢板及其制造方法
CN106795601A (zh) * 2014-09-05 2017-05-31 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢冷轧钢板
CN111372770A (zh) * 2017-10-30 2020-07-03 日本制铁株式会社 复合板
CN114502760A (zh) * 2019-10-02 2022-05-13 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5676896B2 (ja) * 2009-03-27 2015-02-25 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐局部腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
CN103194689B (zh) * 2013-03-28 2017-08-04 宝钢不锈钢有限公司 具备优良成形性和耐腐蚀性能的高强度铁素体不锈钢及其制造方法
WO2016068139A1 (ja) 2014-10-31 2016-05-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法
JP6605032B2 (ja) * 2014-12-26 2019-11-13 ポスコ 延性に優れたフェライト系ステンレス鋼材及びその製造方法
KR20190077723A (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 오렌지필 저항성과 성형성이 향상된 페라이트계 스테인리스강
KR102515016B1 (ko) * 2018-11-09 2023-03-29 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3037734B2 (ja) * 1990-10-23 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 光沢、耐食性および耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP4065579B2 (ja) 1995-09-26 2008-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP4239247B2 (ja) * 1998-08-27 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP4239257B2 (ja) * 1998-11-02 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2003073782A (ja) 2001-08-31 2003-03-12 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP3989790B2 (ja) * 2002-07-30 2007-10-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2004217996A (ja) * 2003-01-14 2004-08-05 Nippon Steel Corp 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2005139533A (ja) 2003-11-10 2005-06-02 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 肌荒れの少ないフェライト系ステンレス鋼板の成形方法
JP4488785B2 (ja) * 2004-04-26 2010-06-23 新日鐵住金ステンレス株式会社 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103276299A (zh) * 2013-04-16 2013-09-04 宝钢不锈钢有限公司 一种高表面质量的铁素体不锈钢钢板及其制造方法
CN103276299B (zh) * 2013-04-16 2017-09-05 宝钢不锈钢有限公司 一种高表面质量的铁素体不锈钢钢板及其制造方法
CN106795601A (zh) * 2014-09-05 2017-05-31 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢冷轧钢板
CN106795601B (zh) * 2014-09-05 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢冷轧钢板
US10550454B2 (en) 2014-09-05 2020-02-04 Jfe Steel Corporation Cold-rolled ferritic stainless steel sheet
CN111372770A (zh) * 2017-10-30 2020-07-03 日本制铁株式会社 复合板
CN111372770B (zh) * 2017-10-30 2021-10-26 日本制铁株式会社 复合板
CN114502760A (zh) * 2019-10-02 2022-05-13 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
CN114502760B (zh) * 2019-10-02 2023-03-28 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件

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