CN101918606B - 加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的不锈钢板以质量％计含有C：0.001～0.1％、N：0.01～0.15％、Si：0.01～2％、Mn：0.1～10％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ni：0.5～5％、Cr：10～25％、及Cu：0.5～5％，作为剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；母相为铁素体相，且奥氏体相存在10％以上，在静态拉伸试验中，到30％应变为止的加工硬化率为1000MPa以上，10％变形时的静动态应力差为150MPa以上。该不锈钢板的制造方法中具有在保持温度为950～1150℃、到400℃为止的冷却速度为5℃/sec以上的条件下对冷轧板进行退火的工序。

Description

加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明主要涉及作为要求强度及冲击吸收性能的结构用部件来使用的不锈钢板及其制造方法，特别是涉及汽车及公共汽车等的前纵梁、支柱及保险杠等冲击吸收部件以及行走部件、铁路车辆的车体、及自行车的轮圈等结构部件用的钢板及其制造方法。

本申请对于2008年1月22日申请的日本专利申请第2008-011984号及2009年1月14日申请的日本专利申请第2009-6046号主张优先权，这里引用其内容。

背景技术

近年来，从环境问题的观点来看，提高汽车、二轮车、公共汽车及铁路车辆等运输设备的燃料消耗率成为必须的课题。作为其解决手段之一，正在积极推进车体的轻量化。车体的轻量化大大依赖于形成部件的原材料的轻量化，具体地讲依赖于原材料板厚的薄型化，但如果使原材料的板厚减薄，则刚性及冲撞安全性能降低。

作为提高冲撞安全性的对策，构成部件的材料的高强度化是有效的，普通钢成分的高强度钢板一直被用于汽车的冲击吸收部件。但是，普通钢耐蚀性能低，从而使得重涂装成为前提，不能作为无涂装部件或轻涂装部件使用，重涂装必然造成成本上升。另一方面，在使用含有Cr的不锈钢时，与普通钢相比，优势是耐蚀性大幅度提高，因此可以期待由锈化的减少带来的轻量化和涂装省略化。

再者，对于提高冲撞安全性，例如在考虑车辆的冲撞时，如果在车辆框架中使用具有高冲击吸收能的材料，则部件通过抗压变形来吸收冲击，能够缓和对车辆内人员的冲击。也就是说，由车体轻量化带来的燃料消耗率提高、涂装简略化及安全性提高等优点突出。

作为要求耐蚀性的车辆部件、例如铁路车辆的结构部件，一般使用耐蚀性优良的SUS301L或SUS304等延性高、成形性优良的奥氏体系不锈钢板。

专利文献1中公开了一种奥氏体系不锈钢，其主要以用于铁路车辆及一般车辆的结构部件或增强材料为目的，在高应变速度下的冲击吸收能优良。该不锈钢是含有6～8％的Ni、具有奥氏体组织的原材料，通过在变形时生成加工诱发马氏体相而在高速变形中高强度化。

但是，因含有大量的Ni而存在成本高的课题，此外，根据成分系或使用环境，有时应力腐蚀裂纹及时效裂纹成为问题，作为通用的结构体使用不一定合适。

通过淬火进行高强度化的马氏体系不锈钢板(例如SUS420)不含Ni，或与奥氏体系不锈钢相比为低Ni成分，在成本上是有利的，但存在延性非常低、焊接部的韧性非常低的问题。在汽车、公共汽车及铁路车辆中焊接结构较多，因此在焊接部韧性低时，作为结构件的可靠性大大降低。

铁素体系不锈钢板(例如SUS430)在成本上与奥氏体系不锈钢相比是有利的，但因强度低而对于要求强度的部件是不适合的，此外因高速变形时的冲击吸收能低，而无法提高冲撞安全性能。也就是说，特别是对于母相为铁素体相的高强度不锈钢，由于车辆冲撞时的高应变速度区域的动态变形特性几乎不清楚，因此使用不锈钢作为吸收冲击的部件处于困难的状况。

再者，马氏体系不锈钢及铁素体系不锈钢的成形性与奥氏体系不锈钢相比，在延伸率方面非常低，即使利用固溶强化或析出强化(粒子分散强化)等手段进行高强度化，也存在不能成形成结构部件的大课题。

另一方面，发明者在专利文献2(在本申请进行申请时还未公开)中公开了关于冲击吸收特性优良的结构部件用不锈钢的技术，该不锈钢节省Ni，并且以铁素体相为母相，作为主要的第2相存在5％以上的马氏体相。其是与本发明类似的发明，但第2相主要是马氏体相，因不产生后述的应变诱发塑性而使得加工性(延伸率及加工硬化特性)非常低，部件成形性存在问题。

此外，在专利文献3、4中公开了有关成形性优良的奥氏体·铁素体系不锈钢的技术。该技术考虑了奥氏体相的体积分率或奥氏体相的成分分配，使在变形时使奥氏体相相变成加工诱发马氏体相的所谓的应变诱发塑性显示出来，并使高延性显示出来。但是，在作为结构部件使用时，加工硬化特性在部件成形中是重要的，而且作为结构部件，强度及冲击吸收性能是重要的，对于这一点，专利文献3、4的技术还不十分完善。

专利文献1：日本特开2002-20843号公报

专利文献2：日本特愿2006-350723

专利文献3：日本特开2006-169622号公报

专利文献4：日本特开2006-183129号公报

发明内容

如上所述，特别是在以铁素体相为母相的不锈钢板中，确保成形成部件的成形性(特别是延伸率)、并进行高强度化而使用于确保冲撞安全性能的高速变形时的冲击吸收能提高的技术完全没有。从此方面考虑，本发明的目的是提供一种高强度、高速变形时的冲击吸收特性优良、且成形性也优良的以铁素体相为母相的不锈钢板及其制造方法。

为了解决上述课题，对于以铁素体相为母相的不锈钢，本发明者们研究了受到高速变形时的变形机理、及受到低速拉伸变形时的与延伸率相关的金属组织。然后，发现了如下技术：通过在铁素体母相中形成奥氏体相作为第2相，且在变形时产生由奥氏体相的应变诱发形成的马氏体相变，可使高强度化、高速变形时的冲击吸收能的提高、及部件成形时的延伸率的提高并存。

具体地讲，在Ni量比普通的奥氏体系不锈钢低并以铁素体相为母相的钢成分中调整元素量，形成奥氏体相亚稳定的二相不锈钢。由此，通过在变形中奥氏体相相变成马氏体相的应变诱发相变，与铁素体系不锈钢相比可使静态变形时的加工硬化率或断裂延伸率提高。此外，通过利用静态变形时的强度、加工硬化率的上升及应变诱发相变，使动态变形时的变形阻力上升，可使冲击吸收能增大。

由此，通过将本发明钢特别是作为汽车、公共汽车、铁路车辆、及自行车等的车辆结构部件的原材料，可吸收冲撞时的冲击，且可将车体崩坏限制在最小限，可飞越般地提高乘员的安全性，而且与奥氏体系不锈钢相比还有助于低成本化。

本发明的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板以质量％计含有C：0.001～0.1％、N：0.01～0.15％、Si：0.01～2％、Mn：0.1～10％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ni：0.5～5％、Cr：10～25％、及Cu：0.5～5％，作为剩余部分含有Fe及不可避免的杂质，母相为铁素体相，奥氏体相存在10％以上，在静态拉伸试验中，到30％应变为止的加工硬化率在1000MPa以上，10％变形时的静动态应力差在150MPa以上。

在本发明的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板中，进而以质量％计也可以含有Ti：0.5％以下、Nb：0.5％以下及V：0.5％以下中的1种或2种以上。

进而，以质量％计也可以含有Mo：2％以下、Al：5％以下及B：0.0030％以下中的1种或2种以上。

进而，以质量％计也可以含有Ca：0.01％以下及Mg：0.01％以下中的任何一方或双方。

静态拉伸试验中的屈服强度与抗拉强度的平均值也可以在500MPa以上，且断裂延伸率也可以在40％以上。

本发明的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法具有对冷轧板进行退火的工序，所述冷轧板以质量％计含有C：0.001～0.1％、N：0.01～0.15％、Si：0.01～2％、Mn：0.1～10％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ni：0.5～5％、Cr：10～25％及Cu：0.5～5％，作为剩余部含有Fe及不可避免的杂质，在所述冷轧板的退火工序中，将保持温度设为950～1150℃，将到400℃为止的冷却速度设为3℃/sec以上。

再有，所谓动态拉伸试验是与车辆冲撞时的应变速度对应的10³/sec的高速拉伸试验，所谓静态拉伸试验是应变速度设为10^-3～10^-2/sec的通常的拉伸试验。此外，所谓静动态应力差是动态拉伸试验中的10％应变时的应力与静态拉伸试验中的10％应变时的应力的差。

由以上的说明表明，根据本发明，即使不特别大量添加Ni，通过使作为第2相的奥氏体相发生应变诱发相变，也能够提供与奥氏体系不锈钢相匹敌的冲击吸收特性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板。此外，作为在加工性方面延伸率也优良的高强度(高冲击吸收特性)-高成形性不锈钢，特别是通过在汽车、公共汽车及铁路等的有关运输的结构部件中进行应用，由轻量化带来的环境对策及冲撞安全性提高等对社会的贡献是非常大的。

附图说明

图1是表示奥氏体相率与静动态应力差的关系的图。

图2是表示动态拉伸试验中的应力-应变曲线的图。

图3是表示静态拉伸试验中的应力-应变曲线的图。

图4是表示静态拉伸试验中的真实应变与加工硬化率的关系的图。

图5是表示静态抗拉强度((YS+TS)/2)与静动态应力差的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

首先，说明本发明的铁素体·奥氏体系不锈钢板的钢成分等的限定理由。

C对于使奥氏体相残留、使变形时的应变诱发相变发生是必要的元素，将C含量设为0.001％以上。另一方面，过度地含有C使成形性和耐蚀性劣化，而且生成硬质的马氏体相，使制造性劣化，因此将上限设为0.1％。再有，如果考虑到制造性或加工性，优选C含量为0.005～0.05％。

N对于使奥氏体相残留、使变形时的应变诱发相变发生是必要的，而且对于高强度化和耐蚀性的提高也是有效的，因此使N含有0.01％以上。另一方面，在以超过0.15％的范围含有N时，热加工性显著劣化，制造性出现问题，因此将上限设为0.15％。再有，如果考虑到耐蚀性及制造性，则优选N含量为0.05～0.13％。

Si是脱氧元素，而且是固溶强化元素，是对于高强度化有效的元素，因此含有0.01％以上的Si。另一方面，在以超过2％的范围含有Si时，延性急剧下降，因此将上限设为2％。再有，如果考虑到耐蚀性及制造性，则优选Si含量为0.05～0.5％。

Mn是脱氧元素，而且是固溶强化元素，并且以低Ni成分提高奥氏体相的稳定度，因此使Mn含有0.1％以上。在以超过10％的范围含有Mn时，耐蚀性劣化，因此将上限设为10％。再有，如果考虑到制造性及成本，则优选Mn含量为1～6％。

P使加工性、耐蚀性、制造性等劣化，因而P含量越低越好，因此将上限设为0.05％。另一方面，降低P含量使精炼成本增加，因此适宜将下限设为0.01％。如果考虑到加工性，则优选P含量为0.01～0.03％。

S因与Mn结合而使耐蚀性劣化，因而S含量越低越好，因此将上限设为0.01％。另一方面，降低S使精炼成本增加，因此优选将下限设为0.0001％。如果考虑到制造成本，则优选S含量为0.0005～0.009％。

Cr是从耐蚀性的观点添加的，但为了产生奥氏体相的应变诱发塑性，Cr需要在10％以上。另一方面，在以超过25％的范围含有Cr时，韧性显著降低，使制造性劣化，并且焊接部的冲击特性劣化，因此将Cr含量设为10～25％。再有，如果考虑到制造成本及耐锈性，则优选Cr含量为13～23％。

Ni是使奥氏体相残留在制品(钢板)中的成分，但考虑到成分成本，并为了形成铁素体·奥氏体相的2相组织，而将5％作为Ni含量的上限。如果Ni含量低于0.5％，则韧性降低或耐蚀性劣化，因此优选将Ni含量设为0.5～3％。

Cu与Ni相同，是使奥氏体相残留在制品(钢板)中的成分，但考虑到成分成本，并为了形成铁素体·奥氏体相的2相组织，而将5％作为Cu含量的上限。如果Cu含量低于0.5％，则韧性降低或耐蚀性劣化，因此优选将Cu含量设为0.5～3％。

在本发明中，作为基本成分含有上述成分，但也可以有选择性地含有以下所述的成分。

Ti、Nb及V与C、N结合，防止Cr碳氮化物的生成，抑制焊接部的晶界腐蚀，因此根据需要添加。但是，Ti、Nb及V是铁素体生成元素，因过度添加而不生成奥氏体相，并使延性降低，因此将上限分别设为0.5％。再者，如果分别低于0.05％，则有时C、N的固定不充分，因而优选Ti、Nb及V的含量分别为0.05～0.3％。

Mo具有提高耐蚀性的效果，并且是固溶强化元素，可根据使用环境的耐蚀性水平适宜添加。过度的添加导致加工性劣化及成本上升，因此将上限设为2％。再者，如果低于0.3％，则有时耐蚀性降低，因此优选Mo含量为0.3～1.8％。

Al是作为脱氧元素添加的，此外通过形成氮化物可提高加工性，是对于利用固溶强化的高强度化、及耐氧化性的提高有效的元素。过度的添加带来表面缺陷的发生及焊接性的劣化，因此将上限设为5％。再者，在低于0.02％时，则有时脱氧时间延长，生产率降低，因此优选Al含量为0.02～1％。

B是对于高强度化有效的元素，并且是抑制2次加工裂纹的元素。过度的添加导致焊接部的耐蚀性劣化及成本上升，因此将上限设为0.0030％。再者，在低于0.0003％时，有时2次加工裂纹的抑制效果减小，因此优选B含量为0.0003～0.0010％。

Ca有时是为固定S、提高热加工性而添加的。另一方面，在以超过0.01％的范围含有Ca时，使耐蚀性劣化，因此将上限设为0.01％。再者，在低于0.0005％时，有时S的固定不充分，因此从制造性的观点来看，优选Ca含量为0.0005～0.001％。

Mg有时是作为脱氧元素而添加的。此外，Mg有助于通过铁素体晶粒的微细化提高制造性、改善被称为起皱的表面欠陷、及提高焊接部的加工性。另一方面，超过0.01％的添加使耐蚀性显著劣化，因此将0.01％作为上限。再者，在低于0.0003％时，有时组织控制不充分，因此将Mg含量设为0.0003％以上。如果考虑到制造性，优选Mg含量为0.0003～0.002％。

在本发明中，除了成形成部件的成形性之外，在高速下受到冲击时的冲击吸收能是重要的。车体冲撞时的冲击被施加给结构部件，因此形成部件的材料的冲击吸收能是重要的。以前，没有尝试提供考虑了部件成形性及高应变速度下的冲击吸收能、及变形应力的上升的以铁素体相为母相的高强度不锈钢，因此处于还没有到车辆设计的状态。

车辆用结构部件多半是以帽型成形品为代表的方形截面，如此的高速抗压变形时的吸收能在到10％为止的应变区中被吸收(“有关汽车材料高速变形的研究会成果报告书(平成13年3月)”日本铁钢协会编，p12)。此外，车辆冲撞时的应变速度与10³/sec的非常高的应变速度对应。

由此，作为高速变形特性的评价，以10³/sec进行了拉伸试验，作为动态拉伸试验。此时，从应力及应变求出到10％应变为止的吸收能。以到百分之几的应变为止的吸收能作为指标依赖于部件形状，但如上述“有关汽车材料的高速变形的研究会成果报告书(平成13年3月)”日本铁钢协会编、p12中记载，在汽车的前纵梁等部位，到10％应变为止的吸收能是妥当的。

此外，求出动态拉伸试验中的屈服强度，得到动态屈服强度。另一方面，求出通过通常的拉伸试验(应变速度为10^-3～10^-2/sec)得到的屈服强度，作为静态屈服强度。

图1表示除了现有钢[SUS430(0.05％C-0.3％Si-0.5％Mn-0.03％P-0.005％S-16％Cr-0.1％Ni-0.03％Cu-0.03％N)、SUS316(0.05％C-0.5％Si-0.9％Mn-0.02％P-0.001％S-12.5％Ni-16.8％Cr-2.5％Mo-0.3％Cu-0.03％N)、及SUS301L(0.02％C-0.6％Si-1.1％Mn-0.03％P-0.001％S-7.1％Ni-17.5％Cr-0.2％Cu-0.13％N)等]以外，还在含有0.01％C-0.1％Si-0.03％P-0.002％S-21％Cr-0.5％Cu的钢中，通过使Mn、Ni、及N的含量变化来使奥氏体相率变化时的静动态应力差的结果。

这里，静动态应力差是表示加工硬化的变形速度依赖性的指标，是动态拉伸试验中的10％应变时的应力值与静态拉伸试验中的10％应变时的应力值的差，也就是说，这里为(以10³/sec的应变速度进行动态拉伸试验时的10％应变时的应力)-(以10^-3～10^-2/sec的应变速度进行静态拉伸试验时的10％应变时的应力)。

静动态应力差表示在汽车冲撞这样的高速下变形时硬化多少，因此此值越大，作为冲击吸收结构用部件越好。

如果奥氏体相率小，则变形中的应变诱发相变量减小，因此静态及动态变形中的应力上升小。在奥氏体相率低于10％时，静动态应力差低于150MPa。因而，将制品(钢板)的奥氏体相的比率设为10％以上。另外，从延性的观点来看，优选奥氏体相率的上限为90％以下。

图2表示现有的不锈钢和本发明钢(0.01％C-0.1％Si-3％Mn-0.03％P-0.002％S-21％Cr-2％Ni-0.5％Cu-0.1％N)的动态拉伸试验时的应力-应变曲线。都是用1.5mm厚的冷轧退火板(退火条件后述)以10³/sec的应变速度在轧制方向进行高速拉伸试验得出的结果。

在该图2的结果中，与铁素体系不锈钢SUS430相比，奥氏体系不锈钢在高速变形时的应力高。此外，在奥氏体系不锈钢中，产生应变诱发相变的SUS301L一方与难产生应变诱发相变的SUS316相比应力高。相对于此，本发明钢与现有钢中显示出最优良的冲击吸收特性的SUS301L相比低应变区(～30％左右)的应力高，冲击吸收能力非常高。应力高是因为冲击吸收值增高，因而冲击吸收特性优良。

表1、2示出本发明钢及现有钢(以往的钢)的静态拉伸试验及动态拉伸试验的结果。在本发明中，以SUS301L的静动态应力差为基准，将10％变形时的静动态应力差规定为150MPa以上。如表1、2所示，在本发明中，能够提供活用了由应变诱发形成的马氏体相的具有在以往钢中不能达到的高的强度-高的静动态应力差的钢。再者，10％变形时的静动态应力差的上限没有特别的限定，越高越好。

图3示出静态拉伸试验中的应力-应变曲线。再者，静态拉伸试验按照JIS Z2241进行。得知：本发明钢显示出40％的断裂延伸率，而且与铁素体系不锈钢SUS430相比加工硬化率高。

图4示出应变与加工硬化率的关系。横轴表示真实应变(ε)，纵轴的dσ/dε表示真实应力的变化率。该真实应力的变化率与加工硬化率对应，因此，作为结构部件，高的一方好。由此，本发明钢与铁素体系不锈钢相比显示出高加工硬化特性。此外，得知：在本发明钢中，静态变形时在高应变区中加工硬化率上升，奥氏体相发生加工诱发相变，产生应变诱发塑性。

在静态拉伸试验中加工硬化率根据应变范围发生变化，如果在到30％应变为止的范围中加工硬化率的最小值在1000MPa以上，则可大幅度改善加工硬化特性，对于高速变形时的高强度化是有效的。从以上得出，在本发明中，在静态拉伸试验中将到30％应变为止的加工硬化率的下限设为1000MPa，但越高越好。

对于通过高强度化提高冲击吸收特性，屈服强度及抗拉强度的高强度化是有效的，但是，只增加屈服强度或只增加抗拉强度，有时高速变形时的应力不上升。为了使10％应变的静动态应力差上升，优选使塑性变形过程的应力整体提高。

在本发明中，用静态拉伸试验中的屈服强度(YP)与抗拉强度(TS)的平均值代替塑性变形时的应力，优选其在500MPa以上，越高越好。

表1中的本发明钢示出(YP+TS)/2高达583MPa的高值。

图5表示除了现有钢(SUS430、SUS316、及SUS301L等)之外，还在含有0.01％C-0.1％Si-0.03％P-0.002％S-21％Cr-0.5％Cu的钢中，使Mn、Ni及N的含量变化从而使奥氏体相率变化时的(YP+TS)/2与静动态应力差的关系。

(YP+TS)/2在500MPa以上时，静动态应力差达到150MPa以上，因此优选将静态拉伸试验中的(YP+TS)/2设为500MPa以上。

在本发明中，由于是使母相为铁素体相、生成奥氏体相作为第2相的多相组织，因此与铁素体系不锈钢相比，除了显示高屈服强度以外，在加工成部件时奥氏体相通过应变诱发相变而相变成硬质的马氏体相，因而加工硬化率显著上升，抗拉强度提高。在高速变形时，通过在低应变区产生应变诱发马氏体相来防止位错移动，应力提高。本发明的钢除了铁素体相+奥氏体相的2相化之外，还通过变形时的应变诱发相变，能够得到高强度·高冲击吸收特性。

如果伴随着高强度化静态变形时的延伸率下降，则难以成形成结构部件。如前所述，本发明钢通过变形时的加工诱发马氏体相变产生应变诱发塑性，因此高强度·高冲击吸收性能优良，而且静态变形时的断裂延伸率高。尽管车体结构种种都是复杂的，但只要延伸率(断裂延伸率)在40％以上，在加工上就无问题，如上述表2中所示，本发明钢在静态拉伸试验中按体积率计生成10％的应变诱发马氏体相，延伸率也高达45％。

接着，对本发明的铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法进行说明。

本发明的不锈钢板的制造方法具有对冷轧板进行退火的工序。

冷轧板具有与上述的本发明的不锈钢板相同的成分组成，可按通常的工序制造。例如，熔炼具有所希望的化学组成的钢并进行铸造，形成板坯，对该板坯进行热轧，制成热轧板。接着，在对热轧板施加了退火、酸洗后，进行冷轧，如此制造冷轧板。

在冷轧板的退火工序中，在将冷轧板加热后，在规定的温度(保持温度)下保持，接着进行冷却。在本发明中，将保持温度设为950～1150℃以上，在保持后的冷却中，将到400℃为止的冷却速度设为3℃/sec以上。冷却速度的上限值从制造性及钢板形状的观点来看，优选为50℃/sec。

关于加热后的保持温度，只要在生成10％以上的奥氏体相的温度下进行保持就可以，在低于950℃时，Cr碳氮化物或称为σ相的金属间化合物析出，使耐蚀性及韧性劣化，因此将下限设为950℃。此外，在超过1150℃时，奥氏体相低于10％，而且铁素体相粗大化，使得成形性及韧性显著降低，因此将上限设为1150℃。

此外，在保持后的冷却中，在到400℃为止的冷却速度低于3℃/sec时，生成上述碳氮化物或金属间化合物，而且碳、氮等元素向奥氏体相中扩散，不产生应变诱发相变，有时得不到优良的加工性及冲击吸收性能。因而，将到400℃为止的冷却速度设为3℃/sec以上。如果考虑制造性，优选保持温度为1000～1100℃，到400℃为止的冷却速度优选为4℃/sec以上。

再有，在本发明中的不锈钢板的制造方法中，冷轧板的制造条件(热轧条件、热轧板厚、热轧板的退火气氛或退火条件、及冷轧条件)及冷轧板的退火气氛等可适宜选择。对于冷轧中的道次程序或冷轧率、辊径，不需要特殊设备，可以有效地使用现有设备

此外，也可以在冷轧、退火后付与调质轧制或拉伸矫直。再者，关于制品(不锈钢板)的板厚，也可以根据要求部件的厚度来选择。

实施例

以下，通过实施例具体地说明本发明。

将具有表3、4中所示的化学组成的钢熔炼并进行铸造，形成板坯，对得到板坯进行热轧，制成热轧板。接着，在对热轧板施加了退火、酸洗后，冷轧到1.5mm厚，制成冷轧板。在表5的条件下对得到的冷轧板进行退火，再次实施酸洗，制成制品板(不锈钢板)。

对如此得到的制品板，进行了上述的静态拉伸试验和动态拉伸试验。

此外，关于金属组织，按以下所述进行观察和评价。通过腐蚀使板厚中心层近傍的组织显现，采用光学显微镜进行观察，摄取照片。然后采用图像解析装置，求出金属组织的照片中的第2相即奥氏体相的面积分率，作为奥氏体相的相率(生成比率)。

表5～8中示出得到的结果。再者，表中带下划线的值为超出本发明的规定范围的值。

表5

表6

表7

表8

从表6～8得知，本发明的钢的在静态拉伸试验中的屈服强度与抗拉强度的平均值高达500MPa以上，静动态应力差在150MPa以上，冲击吸收特性优良。此外，静态拉伸试验中的断裂延伸率在40％以上，延性优良。再者，到真实应变30％为止的加工硬化率为1000MPa以上，加工硬化特性也优良。

另一方面，关于比较钢，钢No.14为SUS301L，其加工性及冲击吸收特性优良，但为高Ni成分，使得制造成本或钢材成本增高。

钢No.15为SUS304，钢No.16为SUS316，因Ni含量高而使得成本高，而且10％变形时的静动态应力差低。

钢No.17为SUS430，Ni或Cu在范围以外，因而没有产生奥氏体相。因此，延伸率及静动态应力差非常低。

钢No.18是C在上限以外的高强度材，但延伸率和加工硬化率低，静动态应力差也低。

钢No.19、23、25、29因成分超出本发明范围，而使得奥氏体相率低于10％，延伸率及静动态应力差较低。

钢No.18、20、21中C、Si、Cr分别在上限以外，因而延伸率和加工硬化率非常低。

钢No.21中Mn在下限以外，因而延伸率和加工硬化率非常低。

钢No.24中Cu在下限以外，因而高速变形时的强度上升降低，静动态应力差较低。

钢No.26、27、28、30中分别过剩地添加有Nb、V、Mo、B，延伸率及静动态应力差较低。

钢No.31、32的成分在本发明范围内，但冷轧板退火温度和冷却速度在发明范围外，因而产生强度下降，静动态应力差降低。

根据本发明，能够提供与奥氏体系不锈钢匹敌的冲击吸收特性优良的铁素体·奥氏体系不锈钢板。此外，在加工性方面延伸率优良，且加工硬化特性也优良，作为高强度(高冲击吸收特性)、高成形性的不锈钢，特别是能够应用于汽车、公共汽车、及铁路等有关运输的结构部件，能够有助于轻量化及冲撞安全性的提高等。

Claims (5)

1.一种加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于：

以质量%计含有

C：0.001～0.1%、

N：0.01～0.13%、

Si：0.01～2%、

Mn：0.1～10%、

P：0.05%以下、

S：0.01%以下、

Ni：0.5～5%、

Cr：10～25%、及

Cu：0.5～5%，

作为剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；

母相为铁素体相，奥氏体相存在10%以上；

在静态拉伸试验中，到30%应变为止的加工硬化率在1000MPa以上；

10%变形时的静动态应力差在150MPa以上；

所述10%变形时的静动态应力差是动态拉伸试验中的10%应变时的应力与静态拉伸试验中的10%应变时的应力的差，所述动态拉伸试验是应变速度为10³/sec的拉伸试验，所述静态拉伸试验是应变速度为10^-3～10^-2/sec的拉伸试验。

2.根据权利要求1所述的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于：以质量%计还含有Ti：0.5%以下、Nb：0.5%以下、V：0.5%以下、Mo：2%以下、Al：5%以下、B：0.0030%以下、Ca：0.01%以下及Mg：0.01%以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板，其特征在于：静态拉伸试验中的屈服强度与抗拉强度的平均值在500MPa以上，且断裂延伸率在40%以上。

4.权利要求1或2所述的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：具有对冷轧板进行退火的工序，该冷轧板以质量%计含有C：0.001～0.1%、N：0.01～0.13%、Si：0.01～2%、Mn：0.1～10%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Ni：0.5～5%、Cr：10～25%及Cu：0.5～5%，作为剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；

在所述冷轧板的退火工序中，将保持温度设为950～1150℃，将到400℃为止的冷却速度设为3℃/sec以上。

5.权利要求3所述的加工性和冲击吸收特性优良的结构部件用铁素体·奥氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：具有对冷轧板进行退火的工序，该冷轧板以质量%计含有C：0.001～0.1%、N：0.01～0.13%、Si：0.01～2%、Mn：0.1～10%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Ni：0.5～5%、Cr：10～25%及Cu：0.5～5%，作为剩余部分含有Fe及不可避免的杂质；

在所述冷轧板的退火工序中，将保持温度设为950～1150℃，将到400℃为止的冷却速度设为3℃/sec以上。

Images