CN102356173A - 冲压成形性优良的双相不锈钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冲压成形性优良的双相不锈钢板，其通过规定钢的成分和Ni平衡以及奥氏体相分数，具备与SUS304等奥氏体系不锈钢同等的0.2％屈服强度和杯突值。该不锈钢板以质量％计，含有C：0.05％以下、Si：0.5～3％、Mn：1～5％、Cr：16～21％、Ni：1～6％、Cu：0.5～3％、N：0.07％以下，下式<1>中给出的Ni-bal.值为-7.5以上且-3.5以下，剩余部分包括Fe及不可避的杂质，奥氏体相分数为50％～95％，剩余部分包括铁素体相。Ni-bal.＝30(C+N)+Ni+0.5Mn+0.3Cu-1.1(Cr+1.5Si)+8.2 <1>。

Description

冲压成形性优良的双相不锈钢板
技术领域
本发明涉及以鼓凸成形性所代表的冲压成形性优良的双相不锈钢板。
背景技术
以SUS304所代表的奥氏体系不锈钢因其耐蚀性和加工性的平衡性优良，因此一直用于厨房设备、家电制品、电子设备等广范围的加工用途。一般地说，奥氏体系不锈钢与铁素体系不锈钢或双相不锈钢相比较，断裂延伸率非常高，鼓凸成形性优良，多适合钢板的冲压成形。但是，奥氏体系不锈钢大量含有稀少且高价的Ni，因此将来的普及性和经济性存在问题。
很早以前，作为奥氏体系不锈钢的替代品，就已知有节约了Ni量的双相不锈钢。在专利文献1～3中，公开了一种车辆用高强度双相不锈钢，其含有Ni：1～7％、Si：超过1％但小于等于5％、N：0.04～2％、Cr：17～22％，且通过添加Mn或Cu等调整Ni平衡值，提高了杨氏模量。这些双相不锈钢的特征是高Si、低Ni，兼备0.2％屈服强度超过500MPa的高强度和高的延伸率。
近年来，报告了更加节省Ni含量，添加比较多的N的具有高延展性的奥氏体和铁素体系不锈钢。在专利文献4和专利文献5中，公开了通过将Ni量限制在3％以下，调整奥氏体相中的C+N和成分平衡而具有高延展性的成形性优良的奥氏体和铁素体系不锈钢。作为与其相关的奥氏体和铁素体系不锈钢，在专利文献6中，公开了将Ni量规定在1％以下、将Mn量规定在2％以下，在0.05～0.6％的范围添加N量的鼓凸成形性和耐缝隙腐蚀性优良的奥氏体和铁素体系不锈钢。在上述公报的实施例中，为了节省Ni量，至少添加0.08％以上的N量。
最近，在专利文献7中，公开了将N量的上限限制在0.15％、且面向低Ni化的耐蚀性和加工性优良的铁素体和奥氏体系不锈钢。这些不锈钢从耐蚀性的视点出发，规定Cr+3Mo+10N-Mn≥18％，从加工性的观点出发，规定了奥氏体晶粒的粒径和纵横尺寸比、粒子间距离。上述公报中公开的钢使奥氏体相低于50％，以铁素体相为主相。
上述专利文献中公开的钢为了节省Ni及高强度化，应用了不少的N。关于N对以不锈钢为首的钢铁材料的机械性质的影响，有许多研究，添加N对0.2％屈服强度的上升的影响较大。例如，在非专利文献1中，如果在Fe-Cr-Ni-Mn合金中添加超过0.1％的N，则在常温下0.2％屈服强度远远超过400MPa。实际上，专利文献1～3中公开的钢的0.2％屈服强度超过500MPa。在专利文献4～7中尽管没有0.2％屈服强度的记载，但容易从非专利文献1中推测出超过400MPa。
如上所述，在0.2％屈服强度超过400MPa时，如果与SUS304等奥氏体系不锈钢相比较，一般为超过100MPa的较高值。因此，在钢板的冲压成形性方面，采用现有的冲压机恐怕有因功率不足而难于加工、模具磨损及损伤等问题。换句话讲，现状是在节省Ni的双相不锈钢中，对于能够不逊色于SUS304等奥氏体系不锈钢板地进行冲压成形的钢板还不清楚。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭62-47461号公报
专利文献2：日本特开昭62-47462号公报
专利文献3：日本特开昭62-47463号公报
专利文献4：日本特开2006-169622号公报
专利文献5：日本特开2006-183129号公报
专利文献6：日本特开2006-200035号公报
专利文献7：WO2009/017258号公报
非专利文献
非专利文献1：第190届西山记念技术讲座，平成18年11月，(社)日本钢铁协会、p.60
非专利文献2：日本不锈钢技报、No.21(1986)、p.3～5
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于提供一种冲压成形性优良的双相不锈钢板，其通过控制钢的成分和Ni平衡以及奥氏体相分数(austenite phase fraction)，具备与SUS304等奥氏体系不锈钢同等的0.2％屈服强度和杯突值。
用于解决课题的手段
本发明人为了解决所述课题，就成分及Ni平衡以及奥氏体相分数对节省了Ni的双相不锈钢的0.2％屈服强度和杯突值的影响进行了潜心的研究，由此完成本发明。
本发明的要旨如下。
(1)一种冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有C：0.05％以下、Si：0.5～3％、Mn：1～5％、Cr：16～21％、Ni：1～6％、Cu：0.5～3％、N：0.07％以下，下式<1>中给出的Ni-bal.(即Ni-平衡)值满足-7.5以上且-3.5以下，剩余部分包括Fe及不可避的杂质，奥氏体相分数为50％～95％，剩余部分包括铁素体相。
Ni-bal.＝30(C+N)+Ni+0.5Mn+0.3Cu-1.1(Cr+1.5Si)+8.2  式<1>
(2)根据上述(1)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计，进一步含有Mo：1％以下、Nb：0.5％以下、V：0.5％以下、Ti：0.5％以下、Sn：1％以下、Sb：1％以下、W：1％以下、Al：0.1％以下中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计，进一步含有B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、La：0.3％以下、Ce：0.3％以下、Zr：0.3％以下、Y：0.3％以下中的1种或2种以上。
(4)根据上述(1)或(2)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：拉伸试验中的0.2％屈服强度低于400MPa，断裂延伸率为35％以上。
(5)根据上述(3)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：拉伸试验中的0.2％屈服强度低于400MPa，断裂延伸率为35％以上。
(6)根据上述(1)或(2)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度(杯突值)为11mm以上。
(7)根据上述(3)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度(杯突值)为11mm以上。
(8)根据上述(4)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度(杯突值)为11mm以上。
(9)根据上述(5)所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度(杯突值)为11mm以上。
在以下的说明中，将上述(1)～(9)的钢的发明分别称为本发明。此外，有时将(1)～(9)的发明一并称为本发明。
发明的效果
根据本发明，通过规定钢的成分和Ni平衡以及奥氏体相分数，能够提供冲压成形性优良的双相不锈钢板，其具备与SUS304等奥氏体系不锈钢同等的0.2％屈服强度和杯突值。本发明的双相不锈钢板取得了如下显著的效果：能够不逊色于SUS304等奥氏体系不锈钢板地进行冲压成形，能够节省Ni。
附图说明
图1是表示杯突值和成分的关系的图示。
图2是表示杯突值和Ni平衡的关系的图示。
具体实施方式
本发明人为解决所述课题，就成分和Ni平衡以及奥氏体相分数对节省Ni的双相不锈钢的0.2％屈服强度和杯突值的影响进行了潜心的研究，由此完成了本发明。以下对其代表性的实验结果进行说明。
表1中示出了代表性的供试验用钢成分。对这样的成分的双相不锈钢进行真空熔炼，从而制造出5mm厚的热轧板。在1050℃下进行热轧板退火，在酸洗后制成0.6mm厚的冷轧板。在1050℃下实施冷轧板退火。冷轧退火板供给奥氏体(γ)相分数的测定、JIS13B号拉伸试验以及杯突试验。
表1
Figure BDA0000092285220000051
Ni-bal.＝30(C+N)+0.5Mn+0.3Cu+Ni-1.1(Cr+1.5Si)+8.2
γ相分数通过在板截面，利用EBSP法鉴定fcc和bcc的晶体结构所得到的相分布图(phase mapping)的测定来求出。关于JIS13B拉伸试验，从轧制方向采取拉伸试验片，拉伸速度设定为10mm/分钟(JIS Z 2241中规定的范围)，测定了0.2％屈服强度(0.2％PS)、抗拉强度(TS)、断裂延伸率(EL)。杯突试验通过采取90mm见方试验片，采用以JIS Z 2247为基准的B法(防皱压力为1吨)加以实施，测定裂纹贯通板厚时的成形高度(杯突值)。
表2中与铁素体(α)及γ单相的SUS430LX和SUS304钢相比较地示出了从代表性的供试验用钢成分的板得到的机械性质和杯突值(Er)、γ相分数(γ)。由表2表明：钢A具有不逊色于SUS304的杯突值。另一方面，添加了N的钢B及C虽具有高的延伸率，但0.2％屈服强度与SUS304相比大幅度提高，杯突值为与α系的SUS430LX同等或低于它的值。
表2
Figure BDA0000092285220000052
Er：杯突试验值
通常为人所知的是：杯突值与材料的断裂延伸率成正比例地上升。但是，如上所述添加N的强度高的双相不锈钢未必能够得到与高延伸率相称的杯突值。也就是说，添加N的钢B、C在设想与拉伸试验不同的冲压成形的变形样式中有时得不到高的加工性。为了弄清这样的原因，在钢A、B、C的拉伸试验及杯突试验后的断裂部附近，利用光学显微镜、扫描型电子显微镜(SEM)进行了详细的组织观察。其结果是，以至得到了用于说明所述表2中记载的实验结果的以下见解。
[a]拉伸试验后的断裂部都产生伴有板厚减少的缩颈。另一方面，在杯突试验后，杯突值低的钢B、C几乎没有缩颈地直至断裂。
[b]在钢B和C的杯突试验后的断裂部附近，从γ/α的异相界面附近发生了多个微小空隙。观察到以这样的微小空隙为起点，裂纹沿着α相或γ/α相界面进展的样子。
[c]N在γ相浓化，从而提高强度和加工硬化。因此，能够容易预测如果添加N，则γ相和α相的强度差与加工度一同扩大。可以认为上述[b]的观察结果源自α相和γ相的强度差。
[d]业已确认杯突值高的钢A，在大幅度抑制来自α/γ界面的微小空隙的发生的同时，因α相追随变形能大的γ相，与拉伸试验同样伴有大的缩颈地直至断裂。
[e]钢A的成分具有低N、添加Si的特征。通过减少N，γ相的强度和加工硬化性下降。Si有选择性地向α相固溶，从而提高α相的强度和加工硬化。这样一来，可以认为通过减少α相和γ相的强度差，以变形能高的γ相为主相，便可得到良好的杯突值。
[f]基于所述[e]的思考方法，着眼于N量和Si量，详细调查了得到高杯突值的成分范围。将Cr、Ni、Mn、Cu调整为使Ni平衡进入-9～-2的范围。图1中示出了结果。图中将杯突值为11mm以上时表示为○、将低于11mm时表示为×。杯突值11mm被设定为在α系不锈钢中难以达到，是接近γ系不锈钢的阈值。从图1得知，11mm以上的高杯突值在将N规定为0.07％以下，按0.5～3％的范围添加Si时可以得到。
[g]关于图1的杯突值，图2中示出了通过Ni-bal.进行调整的结果。这里，定义为Ni-bal.＝30(C+N)+Ni+0.5Mn+0.3Cu-1.1(Cr+1.5Si)+8.2。Ni-bal.常用作与γ相和α相的生成有关的指数。图2中通过该指数一并记载了γ系不锈钢的杯突值。在γ系不锈钢中存在可给出良好的杯突值的成分范围。其理由基于γ相的加工诱发马氏体相变带来的延伸率的上升(相变诱发塑性：TRIP)。通过本研究，在[e]及[f]中所述的成分范围中，发现了基于与γ系不锈钢同样的TRIP现象的延伸率和杯突值两者有效上升的成分平衡(Ni-bal的范围)。也就是说，发现了在Ni-bal.＝-7.5～-3.5的范围、更优选为-6～-4的范围得到高杯突值的新的见解。
所述(1)～(4)的本发明是基于上述[a]～[g]的见解而完成的。
以下，对本发明的各要件进行详细说明。再有，各元素的含量的“％”表示意味是“质量％”。
(A)以下对成分的限定理由进行说明。
C提高γ相分数，同时在γ相中浓化，从而提高γ相的稳定度。因此，对于通过调整Ni-bal.而表现出作为本发明目的的冲压成形性可有效地发挥作用。为得到上述效果，优选含有0.001％以上。可是，如果超过0.05％，则γ相的强度上升，同时容易产生碳化物的晶界析出带来的敏化，从而带来耐蚀性的下降。因此，将上限规定为0.05％。优选为0.03％以下。
Si有选择性地向α相固溶，提高α相的强度和加工硬化，减少α相和γ相的强度差，是为了表现出作为本发明目的的冲压成形性所必须的添加元素。再者，还具有提高α相的稳定度、抑制退火后的冷却过程中的马氏体相变的作用。如果发生马氏体相变，则α相成为硬质相，严重妨碍加工性。为得到作为本发明目的的加工性的效果，也如图1所示，添加0.5％以上。可是，超过3％的添加招致α相的硬质化和加工性的下降。因此，将上限规定为3％。优选的范围是1.5～2.5％。
Mn在提高γ相分数的同时，也通过在γ相中浓化来提高γ相的稳定度。因此，对于通过调整Ni-bal.而表现出作为本发明目的的冲压成形性可有效地发挥作用。为得到上述效果而添加1％以上。可是，如果超过5％，则除了耐蚀性下降以外，γ相的强度上升，招致冲压成形性的下降。因此，将上限规定为5％。从加工性和耐蚀性方面考虑，优选的范围是2～4.5％。更优选为3～4％。
Cr是α相的构成元素，同时还具有确保耐蚀性和通过调整γ相的稳定度而表现出作为本发明目的的冲压成形性的作用。此外，Cr与Si同样，在退火后的冷却过程中抑制α相的马氏体相变。因此，为了确保对α相的稳定度和耐蚀性等的作用而规定为16％以上。可是，如果超过21％，则难以以γ相为主相，招致作为本发明目的的加工性的下降。因此，将上限规定为21％以下。从加工性和耐蚀性方面考虑，优选的范围是16.5～18.5％。
Ni是有效的γ相的生成元素，对于通过调整Ni-bal.而表现出作为本发明目的的冲压成形性可有效地发挥作用。为得到上述效果而添加1％以上。可是，如果超过6％，不用说节省Ni，而且还招致原料成本的上升。因此，将上限规定为6％。从加工性和成本方面考虑，优选的范围是2～5％。更优选为2.5～4.5％。
Cu与Ni或Mn同样是有效的γ相的生成元素，对于通过调整Ni-bal.而表现出作为本发明目的的冲压成形性可有效地发挥作用。再者，对于通过与Ni复合添加来提高耐蚀性也是有效的元素。为得到上述效果而添加0.5％以上。可是，如果超过3％，则招致制造性或原料成本的上升。因此，将上限规定为3％。从性能和制造性方面考虑，优选的范围是1.5～2.5％。
N与C或Ni同样是有效的γ相的生成元素，对于通过调整Ni-bal.而表现出作为本发明目的的冲压成形性可有效地发挥作用。因此，优选含有0.001％以上。另一方面，还具有提高γ相的强度和加工硬化、扩大γ相和α相的强度差的作用。因此，在如前所述那样积极地应用N时，带来作为本发明目的的冲压成形性的下降。因此，也如图1所示，将上限规定为0.07％。从作为本发明目的的加工性方面考虑，优选的范围是0.02～0.06％。
接着，对本发明的选择成分进行说明。
Mo为了提高耐蚀性也可以适时添加。为得到提高耐蚀性的效果，优选添加0.1％以上。可是，如果超过1％，则有可能损害经济性。因此，在添加时规定为1％以下。从耐蚀性和经济性方面考虑，添加时的优选的范围是0.2～0.8％。
Nb、V、Ti表现出提高耐蚀性和与Si同样的效果。也就是说，通过向α相的固溶强化，降低α相和γ相的强度差，提高冲压成形性，在退火后的冷却过程中抑制α相的马氏体相变。为得到上述效果也可以适时添加。在添加时优选分别规定为0.05％以上。可是，如果超过0.5％，则有可能损害经济性。因此，在添加时分别规定为0.5％以下。从上述效果和制造性的方面考虑，添加时的优选范围分别是0.1～0.3％。
Sn、Sb、W为了提高耐蚀性也可以适时添加。为得到提高耐蚀性的效果，优选分别添加0.01％以上。可是，如果超过1％，则有可能损害热加工性等制造性。因此，在添加时分别规定为1％以下。从耐蚀性和制造性的方面考虑，添加时的优选范围分别是0.1～0.6％。
Al是强力的脱氧剂，也可以适时添加。为得到上述效果，优选添加0.001％以上。可是，如果超过0.1％，则形成氮化物，有可能招致表面缺陷或耐蚀性的下降。因此，在添加时规定为0.1％以下。从上述效果和制造性方面出发，添加时的优选范围为0.005～0.05％。
B、Ca、Mg为了提高热加工性也可以适时添加。为得到上述效果，优选分别添加0.0002％以上。可是，如果超过0.01％，则有时使耐蚀性显著下降。因此，在添加时分别规定为0.01％以下。从上述效果和制造性的方面考虑，添加时的优选范围分别是0.0005～0.01％。
La、Ce、Zr、Y等稀土类元素(REM)也与B、Ca、Mg同样，具有提高热加工性的作用。因此，也可以适时添加。为得到上述效果，优选分别添加0.001％以上添加。可是，如果超过0.3％，则有时损害经济性。因此，在添加时分别规定为0.3％以下。从上述效果和经济性的方面考虑，添加时优选的范围分别是0.002～0.1％。
再者，除上述成分以外，作为不可避免的杂质的一部分也可以含有P、S、O(氧)。P、S、O是对热加工性或耐蚀性有害的元素。P优选规定为0.1％以下。更优选为0.05％以下。S优选规定为0.01％以下。更优选为0.005％以下，进一步优选为低于0.002％。O优选规定为0.01％以下。更优选为0.005％以下，进一步优选为低于0.002％。
除了上述成分范围，对于从C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si量按下式<1>的Ni-bal.定义的与γ相和α相的生成有关的指数，为了得到作为本发明目的的冲压成形性而规定了它的范围。作为冲压成形性指标的杯突值，从所述图2的结果看出，在Ni-bal.＝-7.5～-3.5的范围内，达到本发明的杯突值11mm的目标值。因此，调整各元素的含量，以达到Ni-bal.＝-7.5～-3.5的范围。根据所述图2的研究结果，优选将杯突值规定为成为极大值的-6～-4的范围。
Ni-bal.＝30(C+N)+Ni+0.5Mn+0.3Cu-1.1(Cr+1.5Si)+8.2  <1>
(B)以下对金属组织进行说明。
本发明的双相不锈钢板具有在(A)项中所述的成分和Ni-bal.，为了提高冲压成形性而规定γ相分数。γ相分数与Ni-bal.大体具有相关性。也就是说，γ相分数有随着Ni-bal.的上升而增加的倾向。但是，后述的最终退火温度区域中的γ生成能未必唯一地与Ni-bal.的各元素的系数对应。因此，为了得到作为本发明目标的冲压成形性，需要规定Ni-bal.和γ相分数这两者。
关于γ相分数，如上所述，能够利用EBSP法求出。EBSP法例如正如显微镜：铃木清一，Vol.39，No.2，121～124中记载的那样，指定γ相(fcc)和α相(bcc)的结晶系数据，表示对每相着色的相分布图。由此，可求出γ相分数，进而也能够把握γ相或α相的分散形态。例如，试样为板厚方向的截面，测定倍率为500。
关于γ相分数的下限，为了确保作为本发明的目的的冲压成形性而规定为50％。为了通过减小0.2％屈服强度而有效地表现出冲压成形性，优选为60％以上。另一方面，在γ相分数超过95％时，需要添加大量的Ni、Mn、Cu，从节省Ni及经济性的视点出发存在问题。再者，也不容易与γ系不锈钢区别。因此，将上限规定为95％。从节省Ni及经济性的视点出发，优选的范围是60～80％。
在非专利文献2中，报告了与专利文献1～3的开发相关的以高Si、低Ni为特征的双相不锈钢的金属组织。这些钢如背景技术中所述，为了确保作为车辆用的强度，以提高0.2％屈服强度为目的。一般地说，γ相的0.2％屈服强度比α相小。因此，为了提高0.2％屈服强度，在双相组织中优选以α相为主相。非专利文献2所示的金属组织在Cr量超过17％的双相不锈钢中，以α相作为主相(53.3～75.0％α)。因此，以提高钢板的冲压成形性为目的的本发明的金属组织与专利文献1～3所公开的钢的金属组织不同。
如上所述，本发明的双相不锈钢板以γ相为主相，剩余部分规定为α相。在Cr量或Si量低的情况下，α相在退火后的冷却过程中有时发生马氏体相变。在不阻碍作为本发明目的的冲压成形性的程度内，也可以不可避免地混入马氏体相。
以γ为主相时的α相的分散形态没有特别的规定。从冲压成形性的观点出发，优选α相微细分散。具体地说，优选低于50μm的α相以纤维状或粒子状分散在板厚方向。
(C)以下对机械性质、杯突值进行说明。
本发明的双相不锈钢板具有(A)项中所述的成分和Ni-bal.，为了提高冲压成形性，对(B)项中所述的γ相分数进行了规定。满足这样的规定的钢板的机械性质和杯突值为了能够不逊色于SUS304等奥氏体系不锈钢板地进行冲压成形，优选为以下的值。
关于0.2％屈服强度，为了达到不逊色于SUS304等奥氏体系不锈钢的程度，优选规定为低于400MPa。在400MPa以上的情况下，在设想实际冲压时，担心冲压机的功率不足或模具的磨损及损伤。更优选规定为350MPa以下。下限没有特别的规定，但考虑到C+N量或添加的合金量，更优选的范围是250～350MPa。
断裂延伸率如表2中的供试验用钢A、B、C的说明及[g]中所述，为了得到高的杯突值，优选为35％以上，更优选为40％以上，进一步优选为45％以上。
杯突值作为鼓凸成形性所代表的冲压成形性的指标是重要的。如试验方法及[f]中所述，为了得到本发明中作为目标的不逊色于奥氏体系不锈钢的程度的冲压成形性，优选为11mm以上。更优选为12mm以上。上限没有特别的设定，但在JIS Z 2241的B法(防皱压力为1吨)中规定的条件下难以超过15mm。
(D)以下对制造方法进行说明。
只要满足(A)项中所述的成分及Ni-bal.和(B)项中所述的γ相分数，制造方法就没有特别的限定。
精加工的冷轧和最终退火条件影响γ相分数及组织的分散形态。关于冷轧的压下率，从第2相即α相的微细分散的视点出发，优选为40％以上。关于最终退火，为了以γ相为主相，优选在950～1150℃的范围进行加热。在超过1150℃时，α相的生成量增加，同时担心组织的粗大化。在低于950℃时，γ相的再结晶及软质化有可能并不充分。关于退火后的冷却，在Cr量或Si量少时，为了抑制α相的马氏体相变，优选规定为空冷以上(大约3℃/秒以上)的冷却速度。
实施例
以下，对本发明的实施例进行叙述。
熔炼具有表3所示成分的双相不锈钢，进行热轧，从而制造出板厚为4.0～5.0mm的热轧板。钢No.1～钢No.22具有本发明规定的成分和Ni-bal.。钢No.23、24尽管具有本发明规定的成分，但Ni-bal.偏离本发明。钢No.25～27尽管具有本发明规定的Ni-bal.，但是成分范围偏离本发明。在将这些热轧板退火并酸洗后，冷轧到0.7mm厚，在1050℃进行最终退火。
表3
Figure BDA0000092285220000131
Ni-bal.＝30(C+N)+0.5Mn+0.3Cu+Ni-1.1(Cr+1.5Si)+8.2
*：意味着偏离本发明
从得到的冷轧退火板采集各种试验片，以供给γ相分数的测定、JIS13B号拉伸试验、杯突试验。测定及试验方法如前所述。评价了0.2％屈服强度、抗拉强度、延伸率、杯突值、γ相分数。评价结果示于表4中。
表4
目标：0.2％PS：低于400MPa，EL：35％以上，杯突值：11mm以上
*：意味着偏离本发明的目标
在钢No.1～22中，0.2％屈服强度低于400MPa、延伸率在35％以上，杯突值具有作为本发明目标的11mm以上的高值。此外，γ相分数为50％以上，是γ相为主相的双相不锈钢板。由此得知：通过满足本发明规定的成分和Ni-bal范围这两者，杯突值与SUS430LX相比更优异，比SUS304等γ系不锈钢并不逊色或处在同等以上。
在No.23、24中，延伸率低于35％、或γ相分数低于50％，没有达到作为本发明目标的11mm以上的杯突值。由此得知：即使满足本发明规定的成分，在偏离Ni-bal范围时也不能达到作为本发明目标的杯突值。
在No.25～27中，0.2％屈服强度超过400MPa、或γ相分数低于50％，没有达到作为本发明目标的11mm以上的杯突值。由此得知：即使满足本发明规定的Ni-bal范围，在偏离成分范围时也不能达到作为本发明目标的杯突值。

Claims (9)

1.一种冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：以质量％计，含有C：0.05％以下、Si：0.5～3％、Mn：1～5％、Cr：16～21％、Ni：1～6％、Cu：0.5～3％、N：0.07％以下，下式<1>中给出的Ni-bal.值满足-7.5以上且-3.5以下，剩余部分包括Fe及不可避的杂质，奥氏体相分数为50％～95％，剩余部分包括铁素体相；
Ni-bal.＝30(C+N)+Ni+0.5Mn+0.3Cu-1.1(Cr+1.5Si)+8.2  式<1>。
2.根据权利要求1所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计，进一步含有Mo：1％以下、Nb：0.5％以下、V：0.5％以下、Ti：0.5％以下、Sn：1％以下、Sb：1％以下、W：1％以下、Al：0.1％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：所述钢以质量％计，进一步含有B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、La：0.3％以下、Ce：0.3％以下、Zr：0.3％以下、Y：0.3％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：拉伸试验中的0.2％屈服强度低于400MPa，断裂延伸率为35％以上。
5.根据权利要求3所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：拉伸试验中的0.2％屈服强度低于400MPa，断裂延伸率为35％以上。
6.根据权利要求1或2所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度即杯突值为11mm以上。
7.根据权利要求3所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度即杯突值为11mm以上。
8.根据权利要求4所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度即杯突值为11mm以上。
9.根据权利要求5所述的冲压成形性优良的双相不锈钢板，其特征在于：通过杯突试验求出的成形高度即杯突值为11mm以上。
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