CN105874092A - 铁素体系不锈钢及其制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105874092A
CN105874092A CN201580003658.0A CN201580003658A CN105874092A CN 105874092 A CN105874092 A CN 105874092A CN 201580003658 A CN201580003658 A CN 201580003658A CN 105874092 A CN105874092 A CN 105874092A
Authority
CN
China
Prior art keywords
annealing
stainless steel
ferrite
phase
cold
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.)
Pending
Application number
CN201580003658.0A
Other languages
English (en)
Inventor
吉野正崇
太田裕树
田彩子
松原行宏
水谷映斗
藤泽光幸
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=53523876&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN105874092(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN105874092A publication Critical patent/CN105874092A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot 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
    • C21D8/0421—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
    • C21D8/0426—Hot 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
    • C21D8/0421—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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种具有充分的耐蚀性及优异的成形性的铁素体系不锈钢及其制造方法。本发明的铁素体系不锈钢以质量％计含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.05～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.01～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。

Description

铁素体系不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法。
背景技术
在铁素体系不锈钢中，日本工业标准JIS G 4305所规定的SUS430(16～18mass％Cr)因廉价且耐蚀性优异而使用于建材、输送设备、家电产品、厨房器具、汽车部件等各种用途，其适用范围在近年来进一步不断扩大。为了适用于这些用途，不仅要求耐蚀性，还要求能够加工成规定形状的充分的成形性(伸长率大(以下，有时将伸长率大称为具有延性)、平均塑性应变比(以下，有时称为平均r值)大、r值的面内各向异性(in plane anisotropy)的绝对值(以下，有时称为|Δr|)小)。
针对上述要求，在专利文献1中，公开了一种成形性及抗皱特性(ridgingresistance)优异的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，含有C:0.02～0.06％、Si:1.0％以下、Mn:1.0％以下、P:0.05％以下、S:0.01％以下、Al:0.005％以下、Ti:0.005％以下、Cr:11～30％、Ni:0.7％以下，且满足0.06≤(C+N)≤0.12、1≤N/C及1.5×10-3≤(V×N)≤1.5×10-2(C、N、V分别表示各元素的质量％)。然而，在专利文献1中，关于各向异性没有任何记载。另外，在热轧后需要进行所谓的装箱退火(box annealing)(例如，860℃下8小时的退火)。这样的装箱退火若包括加热、冷却的过程则要花费一周左右的时间，生产率低。
另一方面，在专利文献2中，公开了一种加工性和表面性能优异的铁素体系不锈钢，其特征在于，对以质量％计含有C:0.01～0.10％、Si:0.05～0.50％、Mn:0.05～1.00％、Ni:0.01～0.50％、Cr:10～20％、Mo:0.005～0.50％、Cu:0.01～0.50％、V:0.001～0.50％、Ti:0.001～0.50％、Al:0.01～0.20％、Nb:0.001～0.50％、N:0.005～0.050％及B:0.00010～0.00500％的钢进行热轧后，使用箱型炉或AP生产线(annealing and pickling line，退火酸洗生产线)的连续炉，在铁素体单相温度范围进行热轧板退火，进一步进行冷轧及终轧退火。然而，在使用箱型炉的情况下，与上述专利文献1同样地存在生产率低的问题。另外，关于伸长率没有任何记载，但在连续退火炉中在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火的情况下，由于退火温度低，从而再结晶不充分，与在铁素体单相温度范围内进行装箱退火的情况相比伸长率降低。另外，通常，专利文献2那样的铁素体系不锈钢在铸造或热轧时会生成具有类似的晶体取向的晶粒群(领域(colony))，存在|Δr|变大的问题。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第3584881号公报(日本再公表WO00/60134号)
专利文献2:日本专利第3581801号公报(日本特开2001-3134号)
发明内容
本发明的目的在于，解决上述课题，提供一种具有充分的耐蚀性及优异的成形性的铁素体系不锈钢及其制造方法。
需要说明的是，在本发明中，充分的耐蚀性是指，对于在利用#600的砂纸对表面完成研磨后将端面部密封(seal)的钢板，进行8个循环的JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验(将(盐水喷雾(35℃、5质量％NaCl、喷雾2h)→干燥(60℃、相对湿度40％、4h)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2h))作为一个循环的试验)，该情况下的钢板表面上的生锈面积率(＝生锈面积/钢板整体面积×100[％])为25％以下。
另外，优异的成形性是指，在依照JIS Z 2241的拉伸试验中的断裂伸长率为25％以上，在依照JIS Z 2241的拉伸试验中施加15％的应变时的由下述(1)式计算的平均塑性应变比(以下称为平均r值)为0.70以上且由下述(2)式计算出的r值的面内各向异性(以下称为Δr)的绝对值(|Δr|)为0.20以下。
平均r值＝(rL+2×rD+rC)/4 (1)
Δr＝(rL－2×rD+rC)/2 (2)
在此，rL是在与轧制方向平行的方向上进行拉伸试验时的r值，rD是在相对于轧制方向为45°的方向上进行拉伸试验时的r值，rC是在与轧制方向成直角的方向上进行拉伸试验时的r值。
为了解决课题而进行了研究，结果发现，对于适当成分的铁素体系不锈钢，在对热轧后的钢板进行冷轧之前，在成为铁素体相和奥氏体相的双相的温度范围内进行退火，由此能够得到具有充分的耐蚀性且成形性优异的铁素体系不锈钢。
本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种铁素体系不锈钢，以质量％计，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.05～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.01～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。
[2]一种铁素体系不锈钢，以质量％计，含有C:0.01～0.05％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.2～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.01～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。
[3]根据上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的一种或两种以上。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.10％、Nb:0.001～0.10％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的一种或两种以上。
[5]一种铁素体系不锈钢的制造方法，对具有上述[1]至[4]中任一项所述的组成的钢板坯实施热轧，接着进行在900～1000℃的温度范围保持5秒～15分钟的退火而制成热轧退火板，接着实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围保持5秒～5分钟的冷轧板退火。
发明效果
根据本发明，能够得到具有充分的耐蚀性及优异的成形性的铁素体系不锈钢。
具体实施方式
以下，详细地说明本发明。
本发明的铁素体系不锈钢以通过冲压加工在建材部件、家电产品的部件、厨房器具、汽车部件等各种用途中使用为目的。为了适用于这些用途，要求具有充分的成形性(伸长率及平均r值大、且|Δr|小)。
例如，对于鼓凸成形的球形的换气口防护罩，若拉伸特性不足，则在成形时会在伸长率最差的方向上产生颈缩(necking)或断裂从而无法成形。另外，存在以成形后的鼓出部的板厚根据成形前的钢板的方向不同而有很大差异为起因而导致产品外观恶化的情况。或者，对于通过拉深加工等制造的大型罐，在平均r值低的情况下会产生颈缩或断裂，从而无法成形为规定的产品形状。存在罐的主体部分的板厚根据部位不同而有很大差异从而产生导热特性上的不良的情况。或者，在进行基于拉深加工的成形的情况下，若|Δr|大则成形后的制耳变大，从而产生因成形后的修整(trimming)工序的追加导致的制造成本的增加、以及因切除的钢板的量变大而导致的产品成品率的降低。因此，期望拉伸率及平均r值大、且|Δr|小。但是，通常，若平均r值变大则|Δr|也变大。因此，本申请发明人对在建材、输送设备、家电产品、厨房设备、汽车部件等各种用途中使用的冲压成形加工品进行了深入研究，发现若同时满足El≥25％、平均r值≥0.70、且|Δr|≤0.20，则多数加工品能够冲压成形。
在铁素体系不锈钢中，日本工业标准JIS G 4305中规定的SUS430LX(16mass％Cr－0.15mass％Ti或16mass％Cr－0.4mass％Nb)、SUS436L(18mass％Cr－1.0mass％Mo－0.25mass％Ti)等含有大量的Ti或Nb，具有伸长率(El)及平均r值优异的成形性，被使用于多种用途。然而，这些钢种因含有大量的Ti或Nb而存在导致原料成本和制造成本高、价格高的问题。另一方面，铁素体系不锈钢中生产最多的SUS430(16mass％)并未含有大量的Ti或Nb，因此比SUS430LX和SUS436L廉价，但成形性比SUS430LX和SUS436L差。因此，追求提高了成形性的SUS430。
因此，本申请发明人对得到以不含大量的Ti或Nb的SUS430(16mass％)系的成分来满足El≥25％、平均r值≥0.70、|Δr|≤0.20的铁素体系不锈钢的方法进行了深入研究。另外，在对热轧后的铁素体系不锈钢板进行冷轧之前进行退火(以下，称为热轧板退火)的方法包括装箱退火(批次退火)和连续退火，对不采用需要长时间且生产率低的装箱退火、而是通过生产率高的连续退火来得到规定的成形性的方法进行了研究。
使用连续退火炉的现有技术中的课题是，由于在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火，所以未进行充分的再结晶，无法得到充分的伸长率，并且领域残存直至冷轧板退火后，从而|Δr|大。因此，本申请发明人考虑在铁素体相和奥氏体相的双相区进行热轧板退火后，利用常用方法进行冷轧以及冷轧板退火，最终再次成为铁素体单相组织。即，通过在比铁素体单相温度区高温的铁素体相和奥氏体相的双相区进行热轧板退火，会促进铁素体相的再结晶，因此能够避免因热轧而被导入了加工应变的铁素体晶粒残存至冷轧板退火后，从而冷轧板退火后的伸长率提高。另外，在通过热轧板退火而从铁素体相生成奥氏体相时，奥氏体相以具有与退火前的铁素体相不同的晶体取向的方式生成，因此铁素体相的领域被有效地破坏。因此，在进行了冷轧及冷轧板退火后的冷轧退火板的金属组织中，使r值提高的γ纤维织构(γ－fiber texture)发育。另外，领域被分隔，金属组织的各向异性得到缓和，从而能得到|Δr|变小这一优异特性。
另外，若对含有马氏体相的热轧退火板进行冷轧，则由于马氏体相比铁素体相硬质，所以马氏体相附近的铁素体相优先发生变形而轧制应变集中，冷轧板退火时的再结晶部位进一步增加。由此，进一步促进冷轧板退火时的再结晶，冷轧板退火后的金属组织的各向异性进一步得到缓和。
另外，关于各种成分而对双相区热轧板退火的效果进行了详细研究，结果发现，即使未含有大量的Ti或Nb，通过恰当的成分，也能够得到伸长率(El)为25％以上、平均r值为0.70以上、|Δr|为0.20以下这样的优异的成形性。
接下来，说明本发明的铁素体系不锈钢的成分组成。以下，如果没有特别限定，则％表示质量％。
C:0.005～0.05％
C具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果，需要含有0.005％以上。但是，若C量超过0.05％，则钢板会硬质化而导致延性降低。因此，C量设为0.005～0.05％的范围。下限优选为0.01％，更优选为0.015％。上限优选为0.035％，更优选为0.03％，进一步优选为0.025％。
Si：0.02～0.50％
Si是钢熔铸时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.02％以上。然而，Si量若超过0.50％，则钢板硬质化从而热轧时的轧制负荷增大。另外，冷轧板退火后的延性降低。因此，Si量设为0.02～0.50％的范围。优选为0.10～0.50％的范围。更优选为0.25～0.35％的范围。
Mn：0.05～1.0％
Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果，需要含有0.05％以上。然而，若Mn量超过1.0％则MnS的生成量增加而使耐蚀性降低。因此，Mn量设为0.05～1.0％的范围。下限优选为0.1％，更优选为0.2％。上限优选为0.8％，更优选为0.35％，进一步优选为0.3％。
P：0.04％以下
P是促使因晶界偏析而产生的晶界破坏的元素，因此含量越低越好，上限设为0.04％。优选为0.03％以下。更优选为0.01％以下。
S：0.01％以下
S是成为MnS等硫化物系夹杂物而存在并使延性、耐蚀性等降低的元素。尤其是在含量超过0.01％的情况下这些恶劣影响显著产生。因此希望S量越低越好，在本发明中，将S量的上限设为0.01％。优选为0.007％以下。更优选为0.005％以下。
Cr：15.5～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝化膜而使耐蚀性提高的效果的元素。为了得到该效果，需要使Cr量为15.5％以上。然而，若Cr量超过18.0％，则在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到规定的材料特性。因此，Cr量设为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～18.0％的范围。更优选为16.0～17.2％的范围。
Al：0.001～0.10％
Al与Si同样地是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上。然而，若Al量超过0.10％，则Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性能容易降低。因此，Al量设为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.05％的范围。更优选为0.001～0.03％的范围。
N：0.01～0.06％
N与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果，需要使N量在0.01％以上。然而，若N量超过0.06％则延性显著降低，并且因助长Cr氮化物的析出而导致耐蚀性的降低。因此，N量设为0.01～0.06％的范围。优选为0.01～0.05％的范围。更优选为0.02～0.04％的范围。
余量为Fe及不可避免的杂质。
通过以上的成分组成能够得到本发明的效果，但也能够以使制造性或材料特性提高的目的而进一步含有以下的元素。
选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的一种或两种以上
Cu及Ni均是使耐蚀性提高的元素，尤其是在要求高耐蚀性的情况下含有是有效的。另外，Cu及Ni具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。这些效果在Cu及Ni各自含有0.1％以上的情况下显著。然而，若Cu含量超过1.0％则存在热加工性降低的情况，从而不理想。因此，在含有Cu的情况下将其设为0.1～1.0％。优选为0.2～0.8％的范围。更优选为0.3～0.5％的范围。若Ni含量超过1.0％则加工性降低，从而不理想。因此，在含有Ni的情况下将其设为0.1～1.0％。优选为0.1～0.6％的范围。更优选为0.1～0.3％的范围。
Mo是使耐蚀性提高的元素，尤其是在要求高耐蚀性的情况下含有Mo是有效的。该效果在含有0.1％以上的Mo时变得显著。但是，若Mo含量超过0.5％则热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到规定的材料特性，从而不理想。因此，在含有Mo的情况下将其设为0.1～0.5％。优选为0.1～0.3％的范围。
Co是使韧性提高的元素。通过含有0.01％以上的Co而得到该效果。另一方面，若Co含量超过0.5％则会使制造性降低。因此，在含有Co的情况下将其含量设为0.01～0.5％的范围。
选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.10％、Nb:0.001～0.10％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％、Ca:0.0002～0.0020％中的一种或两种以上
V:0.01～0.25％
V与钢中的C及N化合而减少固溶C、N。由此，使平均r值提高。另外，V控制热轧板中的碳氮化物析出举动来抑制以热轧、退火为起因产生的线状缺陷从而改善表面性能。为了得到这些效果，V量需要含有0.01％以上。然而，若V量超过0.25％，则加工性降低并且招致制造成本上升。因此，在含有V的情况下将其设为0.01～0.25％的范围。优选为0.03～0.20％的范围。更优选为0.05～0.15％的范围。
Ti:0.001～0.10％、Nb:0.001～0.10％、
Ti及Nb与V同样地，是与C及N的亲和力高的元素，具有在热轧时作为碳化物或氮化物析出，使母相中的固溶C、N减少，使冷轧板退火后的加工性提高的效果。为了得到这些效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。然而，若Ti量超过0.10％或Nb量超过0.10％，则无法通过过剩的TiN及NbC的析出得到更良好的表面性能。因此，在含有Ti的情况下将其设为0.001～0.10％的范围，在含有Nb的情况下将其设为0.001～0.10％的范围。Ti量优选为0.001～0.015％的范围。更优选为0.003～0.010％的范围。Nb量优选为0.001～0.025％的范围。更优选为0.005～0.020％的范围。
Mg:0.0002～0.0050％
Mg是具有使热加工性提高的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。然而，若Mg量超过0.0050％，则表面质量降低。因此，在含有Mg的情况下将其设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。更优选为0.0005～0.0020％的范围。
B:0.0002～0.0050％
B是对于防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。然而，若B量超过0.0050％，则热加工性降低。因此，在含有B的情况下将其设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。更优选为0.0005～0.0020％的范围。
REM:0.01～0.10％
REM是使耐氧化性提高的元素，尤其是具有抑制焊接部的氧化皮膜形成从而使焊接部的耐蚀性提高的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上。然而，若含有超过0.10％，则会使冷轧板退火时的酸洗性等制造性降低。另外，由于REM是高价的元素，所以若过度含有会招致制造成本的增加从而不理想。因此，在含有REM的情况下将其设为0.01～0.10％的范围。
Ca:0.0002～0.0020％
Ca是对于防止因在连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物的结晶导致喷嘴堵塞而有效的成分。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，若Ca量超过0.0020％则会生成CaS从而耐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下将其设为0.0002～0.0020％的范围。优选为0.0005～0.0015％的范围。更优选为0.0005～0.0010％的范围。
接下来，说明本发明的铁素体系不锈钢的制造方法。
本发明的铁素体系不锈钢通过如下步骤而得到：对具有上述成分组成的钢板坯实施热轧，接着进行在900～1000℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板，接着实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火。
首先，通过转炉、电炉、真空熔炉等公知的方法对由上述成分组成构成的钢液进行熔铸，并通过连续铸造法或铸锭－开坯法(ingot casting and blooming method)制成钢原料(板坯)。将该板坯在1100～1250℃下加热1～24小时再进行热轧而制成热轧板，或者不进行加热而以铸造状态直接进行热轧而制成热轧板。
接着，进行热轧。在卷绕中，优选将卷绕温度设为500℃以上850℃以下。若卷绕温度低于500℃则卷绕后的再结晶变得不充分从而存在冷轧板退火后的延性降低的情况，因此不理想。若卷绕温度超过850℃则粒径变大，存在冲压加工时产生表面劣化的情况。因此，卷绕温度优选为500～850℃的范围。
之后，进行热轧板退火(即，在成为铁素体相和奥氏体相的双相区温度的900～1000℃的温度下保持5秒～15分钟)。
接着，根据需要实施酸洗，进行冷轧及冷轧板退火。进一步地，根据需要实施酸洗而制成产品。
关于冷轧，从拉伸性、弯曲性、冲压成形性及形状矫正的观点出发，优选以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，可以反复实施2次以上的冷轧－退火。
关于冷轧板的退火，为了得到良好的成形性而在800～950℃的温度下保持5秒～5分钟。另外，为了进一步追求光泽也可以进行BA退火(光亮退火)。
此外，为了进一步提高表面性能，可以实施磨削、研磨等。
以下说明制造条件的优选的限定理由。
在900～1000℃的温度下保持5秒～15分钟保持的热轧板退火
热轧板退火是本发明为了得到优异的成形性而极其重要的工序。若热轧板退火温度低于900℃，则无法产生充分的再结晶，并且由于是铁素体单相区，所以无法得到通过双相区退火而显现的本发明的效果。然而，若热轧板退火温度超过1000℃，则奥氏体相的生成量减少。因此，在热轧板退火后生成的马氏体相的量减少，无法充分得到基于在对包含铁素体相和马氏体相的金属组织进行冷轧时轧制应变向马氏体相附近的铁素体相集中而实现的金属组织的各向异性缓和效果，从而无法得到规定的|Δr|。在退火时间小于5秒的情况下，即使在规定的温度下进行退火也不会充分地产生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，从而无法得到期望的成形性。另一方面，若退火时间超过15分钟，则Cr的碳氮化物的一部分发生固溶而促进C向奥氏体相中的浓缩，从而产生过度的C向马氏体相(其是在热轧板退火后奥氏体相发生相变而生成的)的浓缩。该马氏体相在冷轧板退火时分解为碳化物和铁素体相，从而向包含大量碳化物的铁素体相变化。由此，冷轧板退火后的金属组织成为因热轧板退火时为铁素体相从而晶粒内及晶界上的碳化物少的铁素体晶粒、与因热轧板退火时为奥氏体相从而晶粒内及晶界上的碳化物过度地多的铁素体晶的混粒组织。在成为这样的金属组织的情况下，由于碳化物少的晶粒与碳化物多的晶粒之间的硬度差，而导致成形时变形应变集中在两者的晶粒的界面处，从而促进以晶界上的碳化物为起点的空隙(void)的生成，使延性降低。因此，热轧板退火在900～1000℃的温度下保持5秒～15分钟。优选在910～960℃的温度下保持15秒～3分钟。
在800～950℃的温度下保持5秒～5分钟的冷轧板退火
冷轧板退火是为了使在热轧板退火中形成的铁素体相和马氏体相的双相组织成为铁素体单相组织而重要的工序。若冷轧板退火温度低于800℃，则再结晶无法充分地产生从而无法得到规定的延性及平均r值。另一方面，在冷轧板退火温度超过950℃的情况下，在该温度成为铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的钢成分中，在冷轧板退火后生成马氏体相，因此钢板硬质化，无法得到规定的延性。另外，即使是该温度成为铁素体单相温度范围的钢成分，也会因晶粒的显著粗大化而导致钢板的光泽度降低，因此从表面质量的观点出发不理想。在退火时间不足5秒的情况下，即使在规定的温度下进行退火也无法充分地产生铁素体相的再结晶，从而无法得到规定的延性及平均r值。若退火时间超过5分钟，则晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此从表面质量的观点出发不理想。因此，冷轧板退火设为在800～950℃的范围内保持5秒～5分钟。优选在850℃～900℃下保持15秒～3分钟。
实施例1
以下，通过实施例详细地说明本发明。
通过50kg小型真空熔炉对具有表1所示的化学组成的不锈钢进行熔铸。将这些钢锭在1150℃下加热1h后，实施热轧而制成3.5mm厚的热轧板。接着，以表2所记载的条件对这些热轧板实施热轧板退火，随后对表面进行喷砂处理和基于酸洗的除氧化皮。进一步地，冷轧至0.7mm的板厚，随后以表2所记载的条件进行冷轧板退火，之后进行基于酸洗的除氧化皮处理，得到冷轧酸洗退火板。
关于这样得到的冷轧酸洗退火板进行以下的评价。
(1)延性的评价
从冷轧酸洗退火板沿L方向(与轧制方向平行)、D方向(与轧制方向成45°)及C方向(与轧制方向成直角)采集JIS 13B号拉伸试验片，按照JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将各方向的断裂伸长率为25％以上的情况设为合格(○)，将断裂伸长率即使在一个方向上小于25％的情况设为不合格(×)。
(2)平均r值及|Δr|的评价
从冷轧酸洗退火板沿相对于轧制方向平行(L方向)、成45°(D方向)及成直角(C方向)的方向采集JIS 13B号拉伸试验片，进行按照JIS Z2241的拉伸试验直至到达应变15％而中断，测定各方向的r值并算出平均r值(＝(rL+2rD+rC)/4)及r值的面内各向异性(Δr＝(rL－2rD+rC)/2)的绝对值(|Δr|)。在此，rL、rD、rC分别为L方向、D方向及C方向的r值。关于平均r值，将0.70以上设为合格(○)，将小于0.70设为不合格(×)。关于|Δr|，将0.20以下设为合格(○)，将超过0.20设为不合格(×)。
(3)耐蚀性的评价
从冷轧酸洗退火板采集60×100mm的试验片，在利用#600的砂纸对表面完成研磨后将端面部密封而制作试验片，供于JIS H 8502所规定的盐水喷雾循环试验。关于盐水喷雾循环试验，将盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2h)→干燥(60℃、4h、相对湿度40％)→湿润(50℃、2h、相对湿度≥95％)作为1个循环，进行8个循环。
对实施了8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面拍摄照片，通过图像分析测定试验片表面的生锈面积，根据生锈面积与试验片整体面积的比例算出生锈面积率((试验片中的生锈面积/试验片整体面积)×100[％])。将生锈面积率为10％以下设为特别优异的耐蚀性且合格(◎)，将生锈面积率大于10％且为25％以下设为合格(○)，将生锈面积率大于25％设为不合格(×)。
将评价结果与热轧板退火条件及冷轧板退火条件一并示于表2。
[表1]
[表2]
下划线表示不在本发明的范围内。
在钢成分及制造方法均满足本发明的范围的No.1～14、20～30及40～52中，确认到断裂伸长率为25％以上、平均r值为0.70以上、|Δr|为0.20以下这样的优异的成形性。另外，关于耐蚀性，也得到实施了8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面的生锈面积率均为25％以下这样的良好特性。
尤其是在与含有0.4％的Ni的钢D及AC、含有0.3％的Cu的钢F、含有0.4％的Cu的钢AR、含有0.3％的Mo的钢G及钢AI对应的No.4、No.22、No.6、No.50、No.7及No.41中，盐水喷雾循环试验后的生锈面积率为10％以下，耐蚀性进一步提高。
另一方面，在Cr含量低于本发明范围的No.15中，虽然得到规定的延性、平均r值及|Δr|，但由于Cr含量不足，所以未得到规定的耐蚀性。
在Cr含量超过本发明范围的No.16中，虽然得到了充分的耐蚀性，但由于过剩地含有Cr，所以在热轧板退火时未生成奥氏体相，从而未能得到规定的平均r值及|Δr|。
在C量超过本发明范围的No.17中，虽然得到了规定的平均r值及|Δr|，但由于固溶C量增加，所以钢板强度显著上升，未得到规定的延性。
另一方面，在C量低于本发明范围的No.18中，基于C实现的奥氏体相的稳定化不充分，因此在热轧板退火中未生成足够量的奥氏体相，从而未能得到规定的平均r值及|Δr|。
在热轧板退火温度低至875℃的No.19或低至871℃的No.35中，热轧板退火温度成为铁素体单相温度而成为奥氏体相，因此在热轧板退火后未生成马氏体相，无法得到通过对包含马氏体的钢板进行冷轧而得到的规定的金属组织的各向异性缓和效果，从而未得到规定的|Δr|。在热轧板退火温度高至1014℃的No.31或高至1011℃的No.36中，在退火温度下生成的奥氏体相的量减少，在热轧板退火后生成的马氏体相的量减少，因此无法得到基于之后的冷轧实现的规定的金属组织的各向异性缓和效果，从而未得到规定的|Δr|。在热轧板退火时间短至1秒的No.32及No.37中，未产生奥氏体相的生成和充分的再结晶，因此未得到规定的延性、平均r值及|Δr|。在冷轧板退火温度低至780℃的No.33及No.38中，再结晶未充分地产生，残存有基于冷轧的加工组织，结果，未得到规定的延性及平均r值。在冷轧板退火温度高至960℃的No.34及No.39中，在冷轧板退火时再次生成奥氏体相，在冷轧板退火后奥氏体相转变为马氏体相，结果，钢板显著硬质化从而未得到规定的延性。另外，由于冷轧板退火后的组织包含马氏体相从而r值降低，未能得到规定的平均r值。
以上内容表明，为了得到本发明所提供的规定的成形性，需要钢成分及制造方法双方均满足本发明的范围。
工业实用性
通过本发明得到的铁素体系不锈钢特别适合用于以拉深为主体的冲压成形品或要求高耐蚀性的用途，例如建材、输送设备、汽车部件。

Claims (5)

1.一种铁素体系不锈钢，以质量％计，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.05～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:15.5～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.01～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。
2.一种铁素体系不锈钢，以质量％计，含有C:0.01～0.05％、Si:0.02～0.50％、Mn:0.2～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.01～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.5％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.10％、Nb:0.001～0.10％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％、Ca:0.0002～0.0020％中的一种或两种以上。
5.一种铁素体系不锈钢的制造方法，对具有权利要求1～4中任一项所述的成分组成的钢板坯实施热轧，接着进行在900～1000℃的温度范围保持5秒～15分钟的退火而制成热轧退火板，接着实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围保持5秒～5分钟的冷轧板退火。
CN201580003658.0A 2014-01-08 2015-01-07 铁素体系不锈钢及其制造方法 Pending CN105874092A (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-001363 2014-01-08
JP2014001363 2014-01-08
JP2014-228502 2014-11-11
JP2014228502 2014-11-11
PCT/JP2015/000033 WO2015105046A1 (ja) 2014-01-08 2015-01-07 フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN105874092A true CN105874092A (zh) 2016-08-17

Family

ID=53523876

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580003658.0A Pending CN105874092A (zh) 2014-01-08 2015-01-07 铁素体系不锈钢及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP5987996B2 (zh)
KR (2) KR20180114240A (zh)
CN (1) CN105874092A (zh)
TW (1) TWI530571B (zh)
WO (1) WO2015105046A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109468434A (zh) * 2017-09-07 2019-03-15 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板
CN109722508A (zh) * 2017-10-27 2019-05-07 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN110446799A (zh) * 2017-03-30 2019-11-12 日铁不锈钢株式会社 间隙部的耐盐害性优异的铁素体系不锈钢管、管端增厚结构体、焊接接头及焊接结构体
CN111593266A (zh) * 2020-05-15 2020-08-28 山西太钢不锈钢股份有限公司 中铬型铁素体不锈钢
CN112974562A (zh) * 2021-03-31 2021-06-18 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 一种焊带用不锈钢热轧卷的生产方法
CN113388780A (zh) * 2021-05-25 2021-09-14 宁波宝新不锈钢有限公司 一种厨具面板用430铁素体不锈钢及其制备方法
CN113767181A (zh) * 2019-05-29 2021-12-07 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3231882B1 (en) * 2014-12-11 2020-01-15 JFE Steel Corporation Stainless steel and production method therefor
WO2017013850A1 (ja) * 2015-07-17 2017-01-26 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板および熱延焼鈍板、ならびにそれらの製造方法
CN115341147B (zh) * 2022-08-19 2023-09-26 山西太钢不锈钢股份有限公司 电梯面板用中铬铁素体不锈钢及其制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001089815A (ja) * 1999-09-22 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
CN1310771A (zh) * 1999-03-30 2001-08-29 川崎制铁株式会社 成形性优良的铁素体不锈钢板
JP2001262234A (ja) * 2000-03-16 2001-09-26 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
CN1511196A (zh) * 2002-03-27 2004-07-07 新日本制铁株式会社 铁素体不锈钢铸件和钢板及它们的制备方法
CN1662667A (zh) * 2002-06-17 2005-08-31 杰富意钢铁株式会社 含Ti铁素体不锈钢板及其制造方法
JP2006274436A (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Steel Kk 部品用の断面形状をもつ曲管用のフェライト系ステンレス鋼板および鋼管
JP2009030078A (ja) * 2007-07-24 2009-02-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20090052957A (ko) * 2007-11-22 2009-05-27 주식회사 포스코 고크롬 페라이트계 스테인리스강의 연신율 제어방법
WO2012173272A1 (ja) * 2011-06-16 2012-12-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング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

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06158233A (ja) * 1992-11-25 1994-06-07 Nippon Steel Corp 靱性の優れたフェライト系ステンレス鋼薄肉鋳片及びこの薄肉鋳片によるフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
JPH08170154A (ja) * 1994-12-15 1996-07-02 Nippon Steel Corp 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
FR2792561B1 (fr) * 1999-04-22 2001-06-22 Usinor Procede de coulee continue entre cylindres de bandes d'acier inoxydable ferritique exemptes de microcriques
JP3581801B2 (ja) 1999-06-22 2004-10-27 新日本製鐵株式会社 加工性と表面性状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
JP5262029B2 (ja) * 2007-09-11 2013-08-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
CN102839328A (zh) * 2011-06-24 2012-12-26 宝山钢铁股份有限公司 高深冲性低各向异性的铁素体不锈钢板及其制造方法
US20150023832A1 (en) * 2012-03-13 2015-01-22 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1310771A (zh) * 1999-03-30 2001-08-29 川崎制铁株式会社 成形性优良的铁素体不锈钢板
JP2001089815A (ja) * 1999-09-22 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001181798A (ja) * 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
JP2001262234A (ja) * 2000-03-16 2001-09-26 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた自動車排気系用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
CN1511196A (zh) * 2002-03-27 2004-07-07 新日本制铁株式会社 铁素体不锈钢铸件和钢板及它们的制备方法
CN1662667A (zh) * 2002-06-17 2005-08-31 杰富意钢铁株式会社 含Ti铁素体不锈钢板及其制造方法
JP2006274436A (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Steel Kk 部品用の断面形状をもつ曲管用のフェライト系ステンレス鋼板および鋼管
JP2009030078A (ja) * 2007-07-24 2009-02-12 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 耐リジング性に優れた高加工性フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20090052957A (ko) * 2007-11-22 2009-05-27 주식회사 포스코 고크롬 페라이트계 스테인리스강의 연신율 제어방법
WO2012173272A1 (ja) * 2011-06-16 2012-12-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐リジング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

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110446799A (zh) * 2017-03-30 2019-11-12 日铁不锈钢株式会社 间隙部的耐盐害性优异的铁素体系不锈钢管、管端增厚结构体、焊接接头及焊接结构体
US11215299B2 (en) 2017-03-30 2022-01-04 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel pipe having excellent salt tolerance in gap, pipe-end-thickened structure, welding joint, and welded structure
CN109468434A (zh) * 2017-09-07 2019-03-15 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板
CN109722508A (zh) * 2017-10-27 2019-05-07 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN109722508B (zh) * 2017-10-27 2020-10-02 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN113767181A (zh) * 2019-05-29 2021-12-07 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN111593266A (zh) * 2020-05-15 2020-08-28 山西太钢不锈钢股份有限公司 中铬型铁素体不锈钢
CN111593266B (zh) * 2020-05-15 2021-09-14 山西太钢不锈钢股份有限公司 中铬型铁素体不锈钢
CN112974562A (zh) * 2021-03-31 2021-06-18 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 一种焊带用不锈钢热轧卷的生产方法
CN112974562B (zh) * 2021-03-31 2023-04-07 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 一种焊带用不锈钢热轧卷的生产方法
CN113388780A (zh) * 2021-05-25 2021-09-14 宁波宝新不锈钢有限公司 一种厨具面板用430铁素体不锈钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2015105046A1 (ja) 2015-07-16
KR20180114240A (ko) 2018-10-17
KR20160105869A (ko) 2016-09-07
TW201529866A (zh) 2015-08-01
JPWO2015105046A1 (ja) 2017-03-23
TWI530571B (zh) 2016-04-21
JP5987996B2 (ja) 2016-09-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105874092A (zh) 铁素体系不锈钢及其制造方法
CN107709592B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN106414783B (zh) 不锈钢冷轧钢板用坯料及其制造方法
JP5979338B1 (ja) 材質均一性に優れた厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法
CN104988430A (zh) 不锈钢、由其制造的冷轧带和由其制造扁钢制品的方法
CN107002200A (zh) 铁素体系不锈钢及其制造方法
TWI546389B (zh) Fat iron stainless steel plate
JP5904310B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN104685086B (zh) 铁素体系不锈钢板
KR20170054572A (ko) 초고강도 냉간 압연 내후성 강판 및 이의 제조 방법
CN105917016B (zh) 铁素体系不锈钢以及其制造方法
CN107002199B (zh) 不锈钢及其制造方法
CN107532259A (zh) 马氏体不锈钢
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
CN110408861A (zh) 一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法
JP6411881B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN102747301A (zh) 一种高强度不锈钢冷轧板带及其制造方法
US20090314394A1 (en) Method for manufacturing an austenitic steel object
CN107964632A (zh) 成型加工性优异的铁素体系不锈钢板
CN107109581B (zh) 高强度、高延展性的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN105483546B (zh) 一种焊接加工性及成形性优良的冷轧钢板及其制造方法
KR101485662B1 (ko) 성형성이 향상된 저크롬 스테인리스강 및 그 제조방법
JP5900717B1 (ja) ステンレス鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20160817