CN101784686B - 冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101784686B
CN101784686B CN2008801035528A CN200880103552A CN101784686B CN 101784686 B CN101784686 B CN 101784686B CN 2008801035528 A CN2008801035528 A CN 2008801035528A CN 200880103552 A CN200880103552 A CN 200880103552A CN 101784686 B CN101784686 B CN 101784686B
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
stainless steel
steel plate
ferrite
following
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN2008801035528A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101784686A (zh
Inventor
石井知洋
船川义正
冈田修二
太田雅之
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN101784686A publication Critical patent/CN101784686A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101784686B publication Critical patent/CN101784686B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

提供能够不产生毛刺地进行冲裁加工、剪切加工的铁素体系不锈钢板及其制造方法。具体而言，对钢坯以900℃以上的终轧温度且400～550℃的卷取温度进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火，进而实施酸洗，接着进行冷轧，所述钢坯具有如下组成：含有C：0.0030～0.012质量％、Si：0.13质量％以下、Mn：0.25质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.005质量％以下、Al：0.06质量％以下、N：0.0030～0.012质量％、Cr：20.5～23.5质量％、Cu：0.3～0.6质量％、Ni：0.5质量％以下、Nb：0.3～0.5质量％、Ti：0.05～0.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

Description

冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及冲裁加工性(punching workability)优良的铁素体系不锈钢板(ferritic stainless steel sheet)及其制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢板由于耐腐蚀性优良且容易加工，因此用于建筑材料(architectural material)、运输机械(transport machine)、家电产品(electric home appliance)、厨房器具(kitchen instruments)等各种用途。为了制造这些构造体(structure)，将铁素体系不锈钢板切割为规定的形状，进而实施成形、接合等加工。铁素体系不锈钢板的切割广泛采用生产率高的剪切加工(shearing work)。
若进行剪切加工，则在铁素体系不锈钢板的截面产生毛刺(burr)。毛刺的高度高时，有如下问题等：(a)在将切出的铁素体系不锈钢板输送至成形装置(例如冲压成形机等)时，毛刺成为障碍而产生问题；(b)焊接时，接合的铁素体系不锈钢板的毛刺部位产生缝隙，发生焊穿。毛刺不仅由于剪切加工而产生，而且还如图1B所示，由于冲裁加工而产生。因此，需要开发不产生毛刺的冲裁加工技术、剪切加工技术。
在冲裁加工中，由于其切割面是通过剪切而产生的，因此冲裁加工与剪切加工本质上是相同的。即，由冲裁加工引起的毛刺的产生机制(generation mechanism)与由剪切加工引起的毛刺的产生机制是相同的。
但是一直以来，以防止冲裁加工和剪切加工中的毛刺为目的的研究并不充分，因而正在进行通过改善钢板的成形性(formability)来抑制 毛刺的研究。
例如，日本特开平10-204588号公报公开了通过规定热轧钢板的成分和卷取温度来促进再结晶的技术。该技术通过降低C、P、S的含量来减少FeTiP、Ti4C2S2、TiC等析出物，从而改善成形性。但是在冲裁加工和剪切加工中，产生大的毛刺。
日本特开2002-249857号公报公开了通过规定铁素体系不锈钢板的成分而使铁素体的晶粒粗大化的技术。该技术使铁素体晶粒粗大化(GSN5.5～8.0)，从而改善铁素体系不锈钢板的拉伸成形性(stretchformability)。但是在冲裁加工和剪切加工中容易产生大的毛刺。
日本特开2002-12955号公报公开了通过一方面添加Ti、一方面抑制TiO2、Al2O3的析出来改善冲压成形性的技术。但是在冲裁加工和剪切加工中，利用该技术的铁素体系不锈钢板也容易产生大的毛刺。
本发明的目的在于，提供能够不产生毛刺地进行冲压加工、剪切加工的铁素体系不锈钢板及其制造方法。另外，以下将冲裁加工和剪切加工统称为冲裁加工。
发明内容
本发明人对铁素体系不锈钢板的冲裁加工时产生毛刺的主要原因进行了专心研究。其结果是得到了下述见解：
(A)若NbTi复合碳氮化物(complex carbonitride)在铁素体系不锈钢板的铁素体晶粒的晶界(grain boundary)析出，则由冲裁加工引起的裂纹(crack)变得容易传播，能够防止毛刺；
(B)若使根据铁素体系不锈钢板的ASTM E 112测定的平均铁素体结晶粒径(crystal grain size)为20μm以下，则能够使NbTi复合碳氮化物均匀地分散；
(C)若使铁素体系不锈钢板的屈服比(yield ratio)为0.65以上，则抑 制由冲裁加工引起的加工硬化(work hardening)而促进裂纹的传播，能够防止毛刺。本发明基于上述见解而完成。
即，本发明是冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板，其特征在于，具有：含有C：0.0030～0.012质量％、Si：0.13质量％以下、Mn：0.25质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.005质量％以下、Al：0.06质量％以下、N：0.0030～0.012质量％、Cr：20.5～23.5质量％、Cu：0.3～0.6质量％、Ni：0.5质量％以下、Nb：0.3～0.5质量％、Ti：0.05～0.15质量％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成；和铁素体结晶粒径为20μm以下、铁素体结晶晶界的NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量与Ti含量之比[Nb]/[Ti]在1～10的范围内的组织。另外，铁素体结晶粒径是通过ASTM E 112求出的ASTM公称粒径。
并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板，其中，Nb：0.3～0.45质量％、Ti：0.05～0.12质量％。
并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板，其中，还含有B：0.001质量％以下、Mo：0.1质量％以下、V：0.05质量％以下、Ca：0.01质量％以下。
并且，本发明是冲压成形性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯以900℃以上的终轧温度(finishing temperature)且400～550℃的卷取温度(coiling temperature)进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火(softening annealing)，进而实施酸洗，接着进行冷轧，对所得的冷轧钢板实施再结晶退火(recrystallization annealing)，所述钢坯具有如下组成：含有C：0.0030～0.012质量％、Si：0.13质量％以下、Mn：0.25质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.005质量％以下、Al：0.06质量％以下、N：0.0030～0.012质量％、Cr：20.5～23.5质量％、Cu：0.3～0.6质量％、Ni：0.5质量％以下、Nb：0.3～0.5质量％、Ti：0.05～0.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，Nb：0.3～0.45质量％、Ti：0.05～0.12质量％。
并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，还含有B：0.001质量％以下、Mo：0.1质量％以下、V：0.05质量％以下、Ca：0.01质量％以下。
并且，本发明是上述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，钢坯加热温度为1000℃以上。
根据本发明，能够制造能不产生在工业上成为问题的大的毛刺地进行冲裁加工的铁素体系不锈钢板。
附图说明
图1A、图1B是利用本发明中使用的冲裁装置的冲裁前(图1A)和冲裁后(图1B)的冲裁装置的侧视图。
图2是冲裁出10mmΦ的圆板后的冲孔的平面图和侧视图。
具体实施方式
首先，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分的限定理由进行说明。如之前说明的那样，将冲裁加工和剪切加工统称为冲裁加工。
C：0.0030～0.012质量％
C是与后述的Cr结合而生成成为不锈钢对腐蚀敏感化的原因的Cr碳化物的元素。因此，通过添加Ti、Nb而以NbTi复合碳氮化物的形式固定C，并且使NbTi复合碳氮化物分散、析出，防止由冲裁加工产生的毛刺。若C含量小于0.0030质量％，则不能得到该效果。另一方面，若超过0.012质量％，则变得不能抑制Cr碳化物的生成，耐腐蚀性变差。并且，NbTi碳氮化物量增多，铁素体晶粒也延展而容易变得粗大化，因此容易产生毛刺。因此，使C在0.0030～0.012质量％的范围内。更优选为0.004～0.010质量％。
Si：0.13质量％以下
Si是通过固溶硬化使铁素体系不锈钢板硬质化、使延展性变差的元素。若Si含量超过0.13质量％，则铁素体系不锈钢板的延展性显著变差。因此，使Si为0.13质量％以下。更优选为0.10质量％以下。
Mn：0.25质量％以下
Mn是使铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性变差的元素。若Mn含量超过0.25质量％，则除耐腐蚀性变差外，还与后述的S结合而容易生成微小的MnS。MnS在铁素体晶粒的晶界析出，通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展，使冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使Mn为0.25质量％以下。更优选为0.20质量％以下。
P：0.04质量％以下
P是通过固溶硬化使铁素体系不锈钢板硬质化、使韧性变差的元素。若P含量超过0.04质量％，则铁素体系不锈钢板的韧性显著变差。因此，使P为0.04质量％以下。更优选为0.03质量％以下。
S：0.005质量％以下
S与Mn或后述的Ti结合生成MnS、TiS，是阻碍铁素体晶粒的等轴晶化的元素。若S含量超过0.005质量％，则铁素体晶粒显著延展，因此冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使S为0.005质量％以下。更优选为0.003质量％以下。
Al：0.06质量％以下
Al在铁素体系不锈钢的熔炼阶段作为脱氧剂使用。为了得到该效果，优选Al含量为0.01质量％以上。若Al含量超过0.06质量％，则与N结合而容易生成AlN。AlN通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展， 使冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使Al为0.06质量％以下。但是，若Al含量小于0.02质量％，则在熔炼阶段不能得到脱氧的效果。因此，Al优选为0.02～0.06质量％的范围内。更优选为0.02～0.045质量％。
N：0.0030～0.012质量％
N生成NbTi复合碳氮化物。通过使NbTi复合碳氮化物均匀地分散于铁素体系不锈钢板，由冲裁加工产生的裂纹变得容易传播，能够防止毛刺。若N含量小于0.0030质量％，则不能生成足够量的NbTi复合碳氮化物。另一方面，若超过0.012质量％，则Cr氮化物析出，耐腐蚀性变差。因此，使N在0.0030～0.012质量％的范围内。更优选为0.0040～0.010质量％。
Cr：20.5～23.5质量％
Cr是在铁素体系不锈钢板的表面形成钝化皮膜而使耐腐蚀性提高的元素。若Cr含量小于20.5质量％，则不能得到比作为本发明的目标的含有18％Cr的不锈钢优良的耐腐蚀性。另一方面，若超过23.5质量％，则含有Cr和Nb的硬质相变得容易析出，加工性变差，并且热轧后的退火(以下称为软化退火)、冷轧后的退火(以下称为再结晶退火)中的再结晶受到阻碍，铁素体晶粒在轧制方向上变得容易延展。若铁素体晶粒延展，则冲裁加工时容易产生高的毛刺。因此，使Cr在20.5～23.5质量％的范围内。更优选为20.5～22.5质量％。
Cu：0.3～0.6质量％
Cu具有使含有20.5质量％以上的Cr的铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性进一步提高的作用。若Cu含量小于0.3质量％，则不能得到该效果。另一方面，若超过0.6质量％，则与S结合而容易生成CuS。CuS通过热轧、冷轧使铁素体晶粒延展，使冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使Cu在0.3～0.6质量％的范围内。优选为0.3～0.5质量％。更优选为0.3～0.45质量％。
Ni：0.5质量％以下
Ni具有进一步提高铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性的作用。为了得到该效果，优选Ni含量为0.1质量％以上。但是，若Ni含量超过0.5质量％，则铁素体系不锈钢板硬质化、导致延展性变差。因此，使Ni为0.5质量％以下。更优选为0.4质量％以下。
Nb：0.3～0.5质量％
Nb在铁素体系不锈钢板中生成NbTi复合碳氮化物，在冲裁加工时容易传播裂纹，从而具有防止毛刺的作用。若Nb含量小于0.3质量％，则Cr碳氮化物大量地析出，导致铁素体系不锈钢板的耐腐蚀性变差。另一方面，若超过0.5质量％，则生成含有Cr和Nb的硬质相，加工性变差，并且NbTi复合碳氮化物难以生成，因此冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使Nb在0.3～0.5质量％的范围内。更优选为0.3～0.45质量％。
Ti：0.05～0.15质量％
Ti在铁素体系不锈钢板中生成NbTi复合碳氮化物，在冲裁加工时容易传播裂纹，从而具有防止毛刺的作用。若Ti含量小于0.3质量％，则不能生成NbTi复合碳氮化物，Ti碳氮化物、Nb碳氮化物在铁素体晶粒内析出。因此，冲裁加工时产生高的毛刺。另一方面，若超过0.15质量％，则TiS大量地析出，因此铁素体晶粒的等轴化受到阻碍，在冲裁加工时产生高的毛刺。因此，使Ti在0.05～0.15质量％的范围内。更优选为0.05～0.12质量％。
除上述的成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质优选尽可能减少。但不可避免的杂质并不限于这些元素。
而且，在本发明的铁素体系不锈钢板中，优选含有选自B、Mo、V及Ca中的1种或2种以上。
例如，可以容许B：0.001质量％以下、Mo：0.1质量％以下，V：0.05质量％以下、Ca：0.01质量％以下。
B：0.001质量％以下
B只要极微量的添加，就具有成为再结晶核而使晶粒微小化的效果。为了得到该效果，优选B含量为0.0001质量％以上。但是，若添加超过0.001质量％，则导致由钢的硬质化引起的加工性的降低和表面缺陷。因此，使B为0.001质量％以下。
Mo：0.1质量％以下
Mo是强化钝化皮膜、促进腐蚀发生后的再钝化从而使不锈钢的耐腐蚀性提高的元素。为了得到该效果，优选Mo含量为0.01质量％以上。但是，若添加超过0.1质量％，则由于固溶强化使冲压加工等加工性降低。因此，使Mo为0.1质量％以下。
V：0.05质量％以下
V是使不锈钢的耐腐蚀性提高的元素。为了得到该效果，优选V含量为0.01质量％以上。但是，若添加超过0.05质量％，则导致钢的硬质化，使加工性降低。因此，使V为0.05质量％以下。
Ca：0.01质量％以下
Ca是在制造工序中防止钢水附着在喷嘴等炼钢设备上的元素。该效果通过添加0.001质量％以上的Ca而得到。但是，若添加超过0.01质量％，则在钢中以CaO、CaS的形式析出。这些夹杂物易溶解在水中，使局部的pH上升，成为腐蚀的起点。因此，使Ca为0.01质量％以下。
接着，对本发明的铁素体不锈钢板的组织进行说明。
铁素体晶粒的平均粒径：20μm以下
铁素体系不锈钢板的铁素体晶粒的大小给由冲裁加工产生的毛刺 的高度带来很大的影响。若粒径超过20μm，则各铁素体晶粒的变形增大，在冲裁加工时容易产生高的毛刺。因此，使铁素体晶粒的粒径为20μm以下。另外，铁素体晶粒是通过ASTM E 112求出的ASTM公称粒径。
NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]：1～10
冲裁加工的裂纹从铁素体晶粒的晶界上存在的析出物与铁素体晶粒的界面产生，并沿晶界传播。因此，通过使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出，并以此为起点使大量的裂纹产生，进而使裂纹合并，能够容易地进行切割。其结果是能够防止冲裁加工时的毛刺。若NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]小于1，则冲裁时铁素体晶界与NbTi复合碳氮化物之间的粘合力增高，裂纹产生变得困难，毛刺增高。另一方面，若NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]超过10，则NbTi复合碳氮化物微小化，在与铁素体晶界之间仍然难以产生裂纹。因此，使NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]在1～10的范围内。
另外，NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]的测定方法如下：通过双喷法(twin jet method)从铁素体系不锈钢板的厚度方向中央部制作薄膜，通过透射电子显微镜(transmission electronmicroscope)测定在晶界析出的NbTi复合碳氮化物(将Nb碳氮化物和Ti碳氮化物在原子水平上混合而成的夹杂物，或者，以一个元素的碳氮化物为成核点、另一个元素的碳氮化物附着而析出的夹杂物)的Nb含量[Nb]和Ti含量[Ti]，算出[Nb]/[Ti]值。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的机械性质进行说明。
屈服比：0.65以上
若铁素体系不锈钢板的屈服比小于0.65，则通过冲裁加工而容易加工硬化，各铁素体晶粒的变形增大，冲裁加工时容易产生高的毛刺。 本发明的铁素体系不锈钢板的屈服比为0.65以上。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。
熔炼具有规定的成分的铁素体系不锈钢的钢水，进而制成钢坯后，加热至1000℃以上进行热轧(终轧温度：900℃以上，卷取温度：400～550℃)，制成热轧钢板。
钢坯的加热温度：1000℃以上
通过加热钢坯使碳化物、氮化物暂时溶解，通过规定终轧温度和卷取温度，使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出。因此，优选使钢坯的加热温度为1000℃以上。另外，由于由高温引起钢坯的变形而制造变得困难，因此钢坯加热温度的上限值为1250℃。进一步优选的范围是1050℃～1200℃。
终轧温度：900℃以上
若终轧温度低于900℃，则在热轧中阻碍再结晶，因此铁素体晶粒由于热轧而在轧制方向上延展。因此，在铁素体系不锈钢板的冲裁加工时容易产生高的毛刺。因此，使终轧温度为900℃以上。另外，从防止与轧辊的烧结的理由出发，终轧温度的上限值为1050℃。进一步优选的范围是920～1000℃。
卷取温度：400～550℃
为了使NbTi复合碳氮化物在铁素体晶粒的晶界析出，热轧钢板的卷取温度承担着重要的作用。若卷取温度低于400℃，则NbTi复合碳氮化物不析出。进一步优选的范围是450℃～530℃。
另一方面，若热轧钢板的卷取温度超过550℃，则含有Nb和Cr的硬质相析出，韧性显著变差。
因此，使热轧钢板的卷取温度在400～550℃的范围内。若卷取温度在该范围内，则NbTi复合碳氮化物在冷轧钢板的铁素体晶粒的晶界析出。
对如上得到的热轧钢板实施软化退火，然后实施酸洗。该软化退火和酸洗没有特别地限定条件，通过以往已知的方法进行操作。例如，软化退火条件的优选范围是900～1100℃、30～180秒。然后，进行冷轧，制成冷轧钢板。对所得的冷轧钢板实施再结晶退火，制成铁素体系不锈钢板。该冷轧和再结晶退火没有特别地限定条件，通过以往已知的方法进行操作。例如，再结晶退火条件的优选范围是900～1100℃、30～180秒。另外，还可以对冷轧钢板实施表面光轧。表面光轧的轧制率优选在0.5～1.5％的范围内。
实施例
熔炼表1所示成分的铁素体系不锈钢，进而制成钢坯后，进行热轧，制成板厚3mm的热轧钢板。热轧的条件如表2所示。对所得的热轧钢板实施软化退火(温度：900～1100℃，时间：100～500秒)，进而实施酸洗。然后进行冷轧，制成厚0.8mrn的冷轧钢板。
对所得的冷轧钢板实施再结晶退火(温度：900～1100℃，时间：100～500秒)，进而实施酸洗。
通过双喷法(twin jet method)从如上制造的铁素体系不锈钢板的厚度方向中央部制作薄膜，通过透射电子显微镜(transmission electronmicroscope)测定在晶界析出的NbTi复合碳氮化物的Nb含量[Nb]和Ti含量[Ti]，计算[Nb]/[Ti]值。铁素体粒径如下得到：研磨与轧制方向(rolling direction)平行的板厚截面而使组织呈现出来后，通过光学显微镜(optical microscope)观察，然后，在照片上的纵向和横向分别画5根实际长度为500μm的线段，数出照片上的结晶晶界与线段的交点数，通过用线段的总长除以该交点数，然后再乘以1.13，求出ASTM公称 粒径(ASTM nominal grain diameter)。将该结果示于表2。另外，粒径的测定在任意一个视野中进行。
并且，从铁素体系不锈钢板裁取JIS-13号B拉伸试验片，进行拉伸试验。将该结果示于表2。拉伸试验片以拉伸方向与轧制方向平行的方式进行裁取。
而且，从铁素体系不锈钢板上切下冲裁试验片(100mm×100mm)，使用图1A及图1B所示的冲裁装置进行冲裁加工。通过冲裁加工在冲裁试验片的中央冲裁出直径10mm的圆形孔后，测定毛刺的高度。将该结果示于表2。另外，图2中示出了冲裁出10mmΦ的圆板后的冲孔的毛刺的模式图。另外，毛刺的高度是利用千分尺对一个圆形孔的间隔90°的4处进行测定，然后取平均而求出的。
表2的No.1～5是改变C含量的例子。在满足本发明的范围的No.2～4中，毛刺的高度为50μm以下，与此相对，在本发明的范围之外的No.1、5中，产生了超过100μm的毛刺。
No.6～10是改变Nb含量的例子。在满足本发明的范围的No.7～9中，毛刺的高度为50μm以下。在Nb含量低于本发明的范围的No.6中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100μm的毛刺。在Nb含量高于本发明的范围的No.10中，铁素体晶粒延展，产生了超过100μm的毛刺。
No.11～15是改变Ti含量的例子。在满足本发明的范围的No.12～14中，毛刺的高度为50μm以下。在Ti含量低于本发明的范围的No.11中，铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。由于NbTi复合碳氮化物的析出少，因此产生了超过100μm的毛刺。在Ti含量高于本发明的范围的No.15中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100μm的毛刺。
No.16～20是改变N含量的例子。在满足本发明的范围的No.17～19中，毛刺的高度为50μm以下。在N含量低于本发明的范围的No.16中，由于NbTi复合碳氮化物量少，而且[Nb]/[Ti]值低，因此产生了超过100μm的毛刺。在N含量高于本发明的范围的No.20中，[Nb]/[Ti]值高，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100μm的毛刺。
No.21～25是改变热轧条件的例子。在满足本发明的范围的No.23、24中，毛刺的高度为50μm以下。在终轧温度和卷取温度在本发明的范围之外的No.21中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此产生了超过100μm的毛刺。在卷取温度低于本发明的范围的No.22中，[Nb]/[Ti]值低，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100μm的毛刺。在卷取温度高于本发明的范围的No.25中，[Nb]/[Ti]值高，而且铁素体晶粒的粒径大，屈服比小。因此，产生了超过100μm的毛刺。
Figure GPA00001027468600141

Claims (6)

1.一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，具有：
含有C：0.0030～0.012质量％、Si：0.13质量％以下、Mn：0.25质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.005质量％以下、Al：0.06质量％以下、N：0.0030～0.012质量％、Cr：20.5～23.5质量％、Cu：0.3～0.6质量％、Ni：0.5质量％以下、Nb：0.3～0.5质量％、Ti：0.05～0.15质量％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成的组成；和
铁素体结晶粒径为20μm以下、铁素体结晶晶界的NbTi复合碳氮化物中含有的Nb含量和Ti含量之比[Nb]/[Ti]在1～10的范围内的组织。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其中，Nb：0.3～0.45质量％、Ti：0.05～0.12质量％。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其中，还含有B：0.001质量％以下、Mo：0.1质量％以下、V：0.05质量％以下、Ca：0.01质量％以下。
4.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯加热至1000℃以上且1250℃以下，并以900℃以上且1050℃以下的终轧温度且400～550℃的卷取温度进行热轧，对所得的热轧钢板实施软化退火，进而实施酸洗，接着进行冷轧，对所得的冷轧钢板实施再结晶退火，其中，所述钢坯具有如下组成：含有C：0.0030～0.012质量％、Si：0.13质量％以下、Mn：0.25质量％以下、P：0.04质量％以下、S：0.005质量％以下、Al：0.06质量％以下、N：0.0030～0.012质量％、Cr：20.5～23.5质量％、Cu：0.3～0.6质量％、Ni：0.5质量％以下、Nb：0.3～0.5质量％、Ti：0.05～0.15质量％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
5.如权利要求4所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，在所述钢坯中，Nb：0.3～0.45质量％、Ti：0.05～0.12质量％。
6.如权利要求4或5所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，在所述钢坯中，还含有B：0.001质量％以下、Mo：0.1质量％以下、V：0.05质量％以下、Ca：0.01质量％以下。
CN2008801035528A 2007-08-20 2008-06-18 冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法 Active CN101784686B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007213801 2007-08-20
JP2007-213801 2007-08-20
PCT/JP2008/061498 WO2009025125A1 (ja) 2007-08-20 2008-06-18 打抜き加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101784686A CN101784686A (zh) 2010-07-21
CN101784686B true CN101784686B (zh) 2011-09-21

Family

ID=40378032

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008801035528A Active CN101784686B (zh) 2007-08-20 2008-06-18 冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20110061777A1 (zh)
EP (1) EP2182085B1 (zh)
JP (1) JP5391609B2 (zh)
CN (1) CN101784686B (zh)
ES (1) ES2651023T3 (zh)
TW (1) TWI390049B (zh)
WO (1) WO2009025125A1 (zh)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4831256B2 (ja) * 2010-01-28 2011-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高耐食性フェライト系ステンレス熱延鋼板
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
EP2677055B1 (en) * 2011-02-17 2020-10-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation High-purity ferritic stainless steel sheet having excellent oxidation resistance and high-temperature strength, and method for producing same
US20140060428A1 (en) * 2011-03-01 2014-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Metal plate for laser processing and method for producing stainless steel plate for laser processing
WO2013035775A1 (ja) * 2011-09-06 2013-03-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性及び加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP6071608B2 (ja) 2012-03-09 2017-02-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP5793459B2 (ja) 2012-03-30 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法
UA111115C2 (uk) * 2012-04-02 2016-03-25 Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. Рентабельна феритна нержавіюча сталь
FI124995B (fi) 2012-11-20 2015-04-15 Outokumpu Oy Ferriittinen ruostumaton teräs
JP5505575B1 (ja) * 2013-03-18 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
EP2980251B1 (en) 2013-03-27 2017-12-13 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless-steel plate, process for producing same, and steel strip
CN105960476B (zh) * 2014-02-05 2018-10-30 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢热轧退火钢板、其制造方法和铁素体系不锈钢冷轧退火钢板
CN104087838B (zh) * 2014-07-03 2016-01-20 北京科技大学 一种超纯铁素体抗菌不锈钢及制造方法
EP3153599B1 (en) * 2014-09-02 2019-02-20 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet for urea-scr casing
CN108495944B (zh) * 2016-02-02 2020-12-25 日铁不锈钢株式会社 含Nb铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法、和含Nb铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法
EP3438313A4 (en) * 2016-03-30 2019-08-21 Nippon Steel Nisshin Co., Ltd. NB-CONTAINING FERRITIC STAINLESS STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
CA3122753C (en) * 2018-12-11 2023-07-04 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and method for producing same
JP7395737B2 (ja) * 2020-06-02 2023-12-11 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003213376A (ja) * 2002-01-15 2003-07-30 Nisshin Steel Co Ltd 二次穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN1526844A (zh) * 2003-09-23 2004-09-08 束润涛 一种超低碳铁素体不锈钢焊接钢管的换热器
EP1484424A1 (en) * 2003-06-04 2004-12-08 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritic stainless steel sheet excellent in press formability and secondary formability and its manufacturing method
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06220545A (ja) * 1993-01-28 1994-08-09 Nippon Steel Corp 靱性の優れたＣｒ系ステンレス鋼薄帯の製造方法
JPH08311542A (ja) * 1995-05-12 1996-11-26 Nippon Steel Corp 耐リジング性に優れ、異方性の小さい深絞り用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JPH09263912A (ja) * 1996-03-29 1997-10-07 Nisshin Steel Co Ltd 打抜き加工用高強度複相組織クロムステンレス鋼板およびその製造方法
JP3455047B2 (ja) 1997-01-23 2003-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性及びローピング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JP4347442B2 (ja) * 1998-10-29 2009-10-21 日新製鋼株式会社 帯状外観むらの発生防止能に優れた外装建材用高耐食性ステンレス鋼板の製造方法
TW480288B (en) * 1999-12-03 2002-03-21 Kawasaki Steel Co Ferritic stainless steel plate and method
JP3448537B2 (ja) * 2000-03-10 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP3884899B2 (ja) 2000-06-30 2007-02-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性と耐食性に優れ表面疵が少ないフェライト系ステンレス鋼
JP4959061B2 (ja) 2001-02-26 2012-06-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 張り出し性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2002332549A (ja) * 2001-05-10 2002-11-22 Nisshin Steel Co Ltd 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
US7494551B2 (en) * 2002-06-17 2009-02-24 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel plate with Ti and method for production thereof

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003213376A (ja) * 2002-01-15 2003-07-30 Nisshin Steel Co Ltd 二次穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP1484424A1 (en) * 2003-06-04 2004-12-08 Nisshin Steel Co., Ltd. Ferritic stainless steel sheet excellent in press formability and secondary formability and its manufacturing method
CN1526844A (zh) * 2003-09-23 2004-09-08 束润涛 一种超低碳铁素体不锈钢焊接钢管的换热器
JP2006193771A (ja) * 2005-01-12 2006-07-27 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2182085A1 (en) 2010-05-05
EP2182085B1 (en) 2017-10-11
EP2182085A4 (en) 2016-03-16
ES2651023T3 (es) 2018-01-23
JP2009068104A (ja) 2009-04-02
TWI390049B (zh) 2013-03-21
JP5391609B2 (ja) 2014-01-15
TW200918676A (en) 2009-05-01
CN101784686A (zh) 2010-07-21
WO2009025125A1 (ja) 2009-02-26
US20110061777A1 (en) 2011-03-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101784686B (zh) 冲裁加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CA2850332C (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting property, and manufacturing method thereof
CN102906296B (zh) 加工性优良的高张力热轧钢板及其制造方法
CN102918173B (zh) 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN102341519B (zh) 弯曲加工性优良的冷轧钢板及其制造方法以及使用该冷轧钢板的部件
US7094295B2 (en) Ferritic stainless steel sheet having good workability and manufacturing method thereof
CN103108973A (zh) 冲裁加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
EP3018230B1 (en) Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet, and method for manufacturing the same
WO1999046418A1 (fr) Tole d'acier laminee a chaud haute resistance, ayant une excellente aptitude au formage
CN102741445B (zh) 韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢冷轧钢板及其制造方法
JP2010059452A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP5219689B2 (ja) 加工肌荒れの小さいフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5630475B2 (ja) 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
CN102725432B (zh) 韧性优异的高耐腐蚀性铁素体系不锈钢热轧钢板
TW201341544A (zh) 冷軋鋼板、鍍敷鋼板、及其等之製造方法
JP5904310B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2018127685A (ja) フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2020196311A1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP5045050B2 (ja) 冷延用フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法
JP2003213376A (ja) 二次穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20020009513A (ko) 상온 가공성 및 고온에서의 기계 특성이 우수한페라이트계 스테인레스 강판 및 그 제조 방법
JP3886864B2 (ja) 二次加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼冷延焼鈍材及びその製造方法
JP5050565B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP3324348B2 (ja) 成形性、切削性および打ち抜き加工性に優れた熱延鋼板とその製法
JP2013209725A (ja) 曲げ加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant