CN107002199B

CN107002199B - 不锈钢及其制造方法

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Publication number: CN107002199B
Application number: CN201580067087.7A
Authority: CN
Inventors: 水谷映斗; 吉野正崇; 藤泽光幸; 田彩子
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-12-11
Filing date: 2015-07-02
Publication date: 2021-07-16
Anticipated expiration: 2035-07-02
Also published as: EP3231882A1; KR20170078822A; EP3231882A4; CN107002199A; US20170349984A1; TW201621063A; US10626486B2; EP3231882B1; TWI567208B; KR101949629B1; WO2016092713A1

Abstract

通过设定为以质量％计含有C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.0％、P：0.040％以下、S：0.01％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％且余量为Fe和不可避免的杂质的组成并且含有以相对于组织整体的体积率计为1～10％的马氏体相，由此提供成形性和耐起皱特性优良并且能够在高生产率下进行制造的不锈钢。

Description

不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及不锈钢，特别是涉及成形性和耐起皱特性优良的不锈钢。

背景技术

以SUS430为代表的铁素体系不锈钢经济且耐腐蚀性优良，因此，被用于家电产品、厨房设备等中。近年来，由于具有磁性，在能够应对IH(感应加热)方式的烹调器具中的应用增加。锅等烹调器具大多通过胀形加工、拉深加工来成形，为了成形为预定形状，需要充分的伸长率和平均兰克福特值((轧制平行方向的r值+2×轧制45°方向的r值+轧制直角方向的r值)÷4，以下有时表述为平均r值)。

在进行胀形成形、拉深成形的情况下，重要的是钢板的材质的各向异性小。例如，在进行胀形成形的情况下，即使钢板的平均断裂伸长率((轧制平行方向的断裂伸长率+2×轧制45°方向的断裂伸长率+轧制直角方向的断裂伸长率)÷4，以下有时表述为平均El)大，其成形极限也受到钢板的断裂伸长率最低的方向的断裂伸长率限制。因此，为了稳定地实施胀形成形，要求断裂伸长率的面内各向异性((轧制平行方向的断裂伸长率-2×轧制45°方向的断裂伸长率+轧制直角方向的断裂伸长率)÷2的绝对值，以下有时表述为|ΔEl|)小。

另外，在拉深加工中，产生因钢板的r值的面内各向异性((轧制平行方向的r值-2×轧制45°方向的r值+轧制直角方向的r值)÷2的绝对值，以下有时表述为|Δr|)引起的耳部。|Δr|越大的钢板则耳部越大。因此，在对|Δr|大的钢板进行拉深加工的情况下，需要增大冲压成形前的坯料直径，存在制造成品率降低的问题。因此，要求|Δr|小。

另一方面，烹调锅等的表面外观也显著左右商品价值。通常，将铁素体系不锈钢进行成形时，会形成被称为起皱的表面凹凸，成形后的表面外观变差。在产生过量的起皱的情况下，在成形后需要除去凹凸的研磨工序，存在制造成本增加的问题。因此，要求起皱小。起皱起因于具有类似的晶体取向的铁素体晶粒的集合体(以下，有时表述为铁素体晶团或晶团)。认为是在铸造时生成的粗大的柱状晶组织因热轧而伸展，伸展的晶粒或者晶粒群在经过热轧板退火、冷轧和冷轧板退火后也会残留，由此形成晶团。

针对上述的问题，例如，在专利文献1中公开了“一种制造方法，其中，对γmax为20以上且小于70的铁素体系不锈钢的板坯实施热轧后骤冷，将所得到的热轧板在低于600℃下进行卷取，制成铁素体相与碳固溶量多的马氏体相的两相组织后，在不实施热轧板退火的情况下以两相组织的状态进行轧制率为20～80％的中间冷轧，从而在铁素体相中蓄积应变，然后实施利用箱式炉的长时间退火(分批退火)，在使蓄积有应变的铁素体相再结晶的同时使碳固溶量多的马氏体相向铁素体相中再结晶，从而使织构无序化，然后进一步进行最终冷轧和再结晶退火，由此形成铁素体单相组织，得到加工性优良的铁素体系不锈钢板”。在此，γmax＝420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50Nb-52Al+470N+189。需要说明的是，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Ti、Nb、Al和N是指各元素的含量(质量％)。

另外，在专利文献2中公开了“一种制造方法，其中，将以重量％计具有C：0.02～0.05％、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、N：0.02～0.05％、Cr：15～18％、Al：0.10～0.30％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的化学组成的钢片加热至1100～1250℃后，实施热轧，在最终道次出口侧温度为950℃以上结束热轧，热轧后，以20～80℃/秒的冷却速度冷却至500～650℃的卷取温度，制成包含铁素体相与马氏体相的复合组织、并且以体积率计具有10～20％的马氏体的热轧板，对得到的热轧板接着在850～980℃的温度范围内进行180～300秒的退火，接着实施以15℃/秒以上的冷却速度进行骤冷的热轧板退火，进一步对该热轧退火板实施冷轧以及最终退火而制成铁素体单相组织，由此得到耐起皱特性、冲压成形性优良、表面性状良好的含铝的铁素体系不锈钢板”。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利4744033号公报

专利文献2：日本特开平9-111354号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，在专利文献1的方法中，完全没有提及断裂伸长率的面内各向异性。另外，在钢板的制造时，需要在热轧后不实施退火地实施冷轧，因此，轧制负荷增加，进一步需要长时间的箱式退火和两次冷轧工序，因此生产率下降。

另外，在专利文献2所记载的方法中，需要含有0.10重量％～0.30重量％的Al，容易产生因铸造时生成的大量Al₂O₃所引起的鳞状折叠等表面缺陷。

本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供成形性和耐起皱特性优良并且能够在高生产率下制造的不锈钢及其制造方法。

需要说明的是，“优良的成形性”是指在依据JIS Z 2241的拉伸试验中通过下述(1)式算出的平均断裂伸长率(平均El)为25％以上、通过下述(2)式算出的断裂伸长率的面内各向异性|ΔEl|为3.0％以下、在依据JIS Z 2241的拉伸试验中赋予15％的应变时通过下述(3)式算出的平均r值为0.70以上、以及通过下述(4)式算出的r值的面内各向异性|Δr|为0.30以下。

平均El＝(El_L+2×El_D+El_C)/4 (1)

|ΔEl|＝|(El_L-2×El_D+El_C)/2| (2)

平均r值＝(r_L+2×r_D+r_C)/4 (3)

|Δr|＝|(r_L-2×r_D+r_C)/2| (4)

在此，El_L和r_L是由沿与轧制方向平行的方向裁取的试验片得到的断裂伸长率和r值，El_D和r_D是由沿相对于轧制方向为45°的方向裁取的试验片得到的断裂伸长率和r值，El_C和r_C是由沿轧制直角方向裁取的试验片得到的断裂伸长率和r值。

另外，“优良的耐起皱特性”是指通过如下所述的方法测定的起皱高度为2.5μm以下。起皱高度的测定中，首先，与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片。接着，利用#600的砂纸对裁取的试验片的表面进行研磨后，赋予20％的拉伸应变。接着，在试验片的平行部中央的研磨面，沿与轧制方向成直角的方向，利用表面粗糙度计测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度Wa。测定条件是：测定长度16mm、高截止滤波器波长0.8mm、低截止滤波器波长8mm。将该算术平均波纹度设定为起皱高度。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人反复进行了深入研究。特别是，本发明人为了提高生产率，针对通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用目前通常进行的箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来确保优良的成形性和耐起皱特性的方法反复进行了深入研究。

结果发现，即使在进行使用连续退火炉的短时间的热轧板退火的情况下，通过在热轧板退火时生成马氏体相并在该状态下实施冷轧，也能够有效地破坏铸造阶段中生成的铁素体晶团。

此外发现，将如此得到的冷轧板在适当的条件下进行冷轧板退火，使冷轧退火板的组织为由马氏体相和铁素体相构成的两相组织，并且适当地控制马氏体相相对于组织整体的体积率，由此，能够同时得到优良的成形性和耐起皱特性。

本发明是基于上述见解并且进一步加以研究而完成的。

即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种不锈钢，其包含以质量％计含有C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％且余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，

包含以相对于组织整体的体积率计为1～10％的马氏体相。

2.如上述1所述的不锈钢，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上。

3.如上述1或2所述的不锈钢，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。

4.如上述1～3中任一项所述的不锈钢，其中，平均断裂伸长率为25％以上，断裂伸长率的面内各向异性|ΔEl|为3％以下，平均兰克福特值为0.70以上，兰克福特值的面内各向异性|Δr|为0.30以下，以及起皱高度为2.5μm以下。

5.一种不锈钢的制造方法，其是用于制造上述1～4中任一项所述的不锈钢的方法，其具备：

对包含上述1～3中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧板的工序；

对上述热轧板进行在900℃以上且1050℃以下的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板的工序；

对上述热轧退火板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和

对上述冷轧板进行在850℃以上且950℃以下的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火的工序。

发明效果

根据本发明，可以得到成形性和耐起皱特性优良的不锈钢。

另外，本发明的不锈钢可以通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来制造，因此，在生产率方面极其有利。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明的不锈钢具有优良的成形性和耐起皱特性的理由进行说明。

为了提高不锈钢的耐起皱特性，将作为具有类似的晶体取向的晶粒的集合体的铁素体晶团破坏是有效的。

本发明人从生产率的观点出发，为了通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用目前通常进行的箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来确保优良的成形性和耐起皱特性而反复进行了研究，结果发现，在热轧板退火时升温至铁素体相与奥氏体相的两相温度范围而促进再结晶并且生成奥氏体相，在热轧板退火后确保一定量的马氏体相，在该状态下进行冷轧，由此有效地对铁素体相赋予轧制应变，铁素体晶团被高效地破坏。

此外，本发明人发现，对如此得到的冷轧板加热至铁素体-奥氏体相的两相区后进行冷轧板退火，使马氏体相适量残留和/或生成，由此使织构向轧制方向的过度发达得到抑制，最终产品中的r值和断裂伸长率的面内各向异性减小。另外发现，通过进行如上所述的冷轧板退火，在促进再结晶的同时生成奥氏体相(冷却后相变为马氏体相)，由此，能够进一步有效地破坏铁素体晶团。

但是，在马氏体相的体积率增多至一定以上的情况下，强度升高，断裂伸长率显著降低。因此，本发明人对于得到预定的成形性和耐起皱特性的马氏体相的体积率进行了详细研究。

结果发现，通过将马氏体相的体积率控制在以相对于组织整体的体积率计为1～10％的范围，可以在不伴随因钢板强度的升高引起的断裂伸长率的降低的情况下得到预定的成形性和耐起皱特性。

在冷轧板退火中，因冷轧而产生导入有应变的铁素体相和马氏体相的再结晶。在此，如上所述，在冷轧板退火中，重要的是使通过热轧板退火生成的马氏体相适量残留或者生成适量的奥氏体相(冷却后相变为马氏体相)。

即，通过在冷轧板退火时存在适量的马氏体相或者奥氏体相，铁素体晶粒向轧制平行方向的优先生长得到抑制。为了得到该效果，在最终产品中，需要含有以相对于组织整体的体积率计为1％以上的马氏体相。另一方面，马氏体相的体积率超过10％时，因马氏体相的过度含有而使得钢板硬质化，不能得到预定的平均El。因此，马氏体相相对于组织整体的体积率设定为1～10％的范围。优选为1％～5％的范围。需要说明的是，马氏体相以外的组织为铁素体相。

接着，对本发明的不锈钢中的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别声明，则仅以“％”表示。

C：0.005～0.050％

C具有促进奥氏体相的生成、扩大铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到这些效果，需要含有0.005％以上的C。但是，C含量超过0.050％时，钢板硬质化，不能得到预定的平均El。因此，C含量设定为0.005～0.050％的范围。优选为0.008～0.025％的范围。进一步优选为0.010～0.020％的范围。

Si：0.01～1.00％

Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Si。但是，Si含量超过1.00％时，钢板硬质化，不能得到预定的平均El，除此以外，退火时生成的表面氧化皮变得牢固，难以进行酸洗，因此不优选。因此，Si含量设定为0.01～1.00％的范围。优选为0.10～0.75％的范围。进一步优选为0.10～0.30％的范围。

Mn：0.01～1.0％

Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、退火时扩大铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Mn。但是，Mn含量超过1.0％时，MnS的生成量增加，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设定为0.01～1.0％的范围。优选为0.50～1.0％的范围。进一步优选为0.60～0.90％的范围。更进一步优选为0.75～0.85％的范围。

P：0.040％以下

P是助长因晶界偏析引起的晶界破坏的元素，因此优选较低，将上限设定为0.040％。优选为0.030％以下。进一步优选为0.020％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，从制造成本等观点出发，为约0.010％。

S：0.010％以下

S是形成MnS等硫化物系夹杂物而存在、从而使得延展性、耐腐蚀性等降低的元素，特别是含量超过0.010％时，这些不良影响显著发生。因此，S含量优选尽可能低，S含量的上限设定为0.010％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，从制造成本等观点出发，为约0.001％。

Cr：15.5～18.0％

Cr是具有在钢板表面形成钝化覆膜从而提高耐腐蚀性的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr含量设定为15.5％以上。但是，Cr含量超过18.0％时，退火时奥氏体相的生成变得不充分，不能得到预定的材料特性。因此，Cr含量设定为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～17.5％的范围。进一步优选为16.5～17.0％的范围。

Ni：0.01～1.0％

Ni与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、在退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要将Ni含量设定为0.01％以上。但是，Ni含量超过1.0％时，加工性降低。因此，Ni含量设定为0.01～1.0％的范围。优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.1～0.4％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％以上的Al。但是，Al含量超过0.10％时，Al₂O₃等Al系夹杂物增加，表面性状容易降低。因此，Al含量设定为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.05％的范围。进一步优选为0.001～0.03％的范围。

N：0.005～0.06％

N与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、在退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要将N含量设定为0.005％以上。但是，N含量超过0.06％时，延展性显著降低，而且导致因助长Cr氮化物的析出而引起的耐腐蚀性的降低。因此，N含量设定为0.005～0.06％的范围。优选为0.008～0.045％的范围。进一步优选为0.010～0.020％的范围。

以上，对基本成分进行了说明，但在本发明的不锈钢中，出于提高制造性或者材料特性的目的，可以根据需要适当含有以下所述的元素。

选自Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上

Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％

Cu和Mo均是使耐腐蚀性提高的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况下含有是有效的。另外，Cu具有促进奥氏体相的生成、在退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。这些效果分别在含有0.1％以上时得到。但是，Cu含量超过1.0％时，有时热加工性降低，因此不优选。因此，在含有Cu的情况下，设定为0.1～1.0％的范围。优选为0.2～0.8％的范围。进一步优选为0.3～0.5％的范围。另外，Mo含量超过0.5％时，退火时奥氏体相的生成变得不充分，难以得到预定的材料特性，因此不优选。因此，在含有Mo的情况下，设定为0.1～0.5％的范围。优选为0.2～0.3％的范围。

Co：0.01～0.5％

Co是使韧性提高的元素。该效果通过添加0.01％以上的Co而得到。另一方面，Co含量超过0.5％时，使得制造性降低。因此，在含有Co的情况下，设定为0.01～0.5％的范围。进一步优选为0.02～0.20％的范围。

选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上

V：0.01～0.25％

V与钢中的C和N结合而减少固溶C、N。由此，提高平均r值。此外，抑制热轧板中的碳氮化物的析出从而抑制热轧、退火所引起的线状缺陷的产生，改善表面性状。为了得到这些效果，需要将V含量设定为0.01％以上。但是，V含量超过0.25％时，加工性降低，并且导致制造成本的升高。因此，在含有V的情况下，设定为0.01～0.25％的范围。优选为0.03～0.15％的范围。进一步优选为0.03～0.05％的范围。

Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％

Ti和Nb与V同样地是与C和N的亲和力高的元素，具有热轧时以碳化物或者氮化物的形式析出、使得母相中的固溶C、N降低、使得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或者0.001％以上的Nb。但是，Ti含量或者Nb含量超过0.05％时，因过量的TiN和NbC的析出而无法得到良好的表面性状。因此，在含有Ti的情况下，设定为0.001～0.05％的范围，在含有Nb的情况下，设定为0.001～0.05％的范围。Ti含量优选为0.003～0.010％的范围。Nb含量优选为0.005～0.020％的范围。进一步优选为0.010～0.015％的范围。

Ca：0.0002～0.0020％

Ca对于防止因连铸时容易产生的Ti系夹杂物的晶析引起的喷嘴的堵塞是有效的成分。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Ca含量超过0.0020％时，生成CaS而使得耐腐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下，设定为0.0002～0.0020％的范围。优选为0.0005～0.0015的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％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。但是，Mg含量超过0.0050％时，表面品质下降。因此，在含有Mg的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。

B：0.0002～0.0050％

B对于防止低温二次加工脆化是有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，B含量超过0.0050％时，热加工性下降。因此，在含有B的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。

REM：0.01～0.10％

REM(Rare Earth Metals，稀土金属)是使抗氧化性提高的元素，尤其具有抑制焊接部的氧化覆膜形成、使焊接部的耐腐蚀性提高的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的REM。但是，REM含量超过0.10％时，使得冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。另外，REM是昂贵的元素，因此，过度的添加会导致制造成本的增加，因此不优选。因此，在含有REM的情况下，设定为0.01～0.10％的范围。

以上，对本发明的不锈钢中的成分组成进行了说明。

需要说明的是，本发明中的成分组成中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的不锈钢的制造方法进行说明。

将由上述成分组成构成的钢水利用转炉、电炉、真空熔化炉等公知的方法进行熔炼，通过连铸法或者铸锭-开坯法制成钢原材(板坯)。将该板坯在1100～1250℃下加热1～24小时或者不进行加热而以铸造的状态直接进行热轧，制成热轧板。

然后，对热轧板进行在成为铁素体相与奥氏体相的两相区温度的900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟的热轧板退火，制成热轧退火板。接着，对热轧退火板根据需要实施酸洗后，实施冷轧，从而制成冷轧板。然后，对冷轧板进行冷轧板退火，制成冷轧退火板。进一步对冷轧退火板根据需要实施酸洗，制成产品。

在此，从延展性、弯曲性、冲压成形性和形状矫正的观点出发，冷轧优选以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，可以反复进行两次以上的冷轧-退火。另外，冷轧板退火通过在850℃以上且950℃以下的温度下保持5秒～5分钟来进行。为了进一步要求光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。

需要说明的是，为了进一步提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。

以下，对上述制造条件中热轧板退火和冷轧板退火条件的限定理由进行说明。

热轧板退火条件：在900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟

热轧板退火是本发明用于得到优良的成形性和耐起皱特性的极其重要的工序。热轧板退火中的保持温度低于900℃时，不会生成充分的再结晶，而且成为铁素体单相区，因此，有时不能得到通过两相区退火表现的本发明效果。另一方面，保持温度超过1050℃时，热轧板退火后生成的马氏体相的体积率减少，因此，之后的冷轧中的向铁素体相的轧制应变的集中效果降低，铁素体晶团的破坏变得不充分，有时不能得到预定的耐起皱特性。

另外，保持时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分地进行奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此，有时不能得到期望的成形性。另一方面，保持时间超过15分钟时，会助长C向奥氏体相中的富集，在热轧板退火后过量地生成马氏体相，热轧板韧性有时降低。因此，热轧板退火设定为在900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟。优选在920℃以上且1030℃以下的温度下保持15秒～3分钟。

冷轧板退火条件：在850～950℃的温度下保持5秒～5分钟

冷轧板退火是使热轧板退火中形成的铁素体相再结晶并且将最终产品中的马氏体相的体积率调节至预定的范围的重要工序。冷轧板退火中的保持温度低于850℃时，不会充分地发生再结晶，不能得到预定的平均El和平均r值。另一方面，保持温度超过950℃时，马氏体相过量地生成而钢板硬质化，不能得到预定的平均El。

另外，保持时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分地发生铁素体相的再结晶，因此，不能得到预定的平均El和平均r值。另一方面，保持时间超过5分钟时，晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此，从表面美观性的观点考虑不优选。因此，冷轧板退火设定为在850～950℃的温度下保持5秒～5分钟。优选在880℃～940℃下保持15秒～3分钟。

实施例

将具有表1所示的成分组成的钢利用50kg小型真空熔化炉进行熔炼。将这些钢锭在1150℃下加热1小时后，实施热轧而制成3.0mm厚的热轧板。热轧后，水冷至600℃后进行空冷。接着，对这些热轧板在表2所述的条件下实施热轧板退火后，对表面进行利用喷丸处理和酸洗的脱氧化皮。进而，冷轧至板厚0.8mm后，在表2所述的条件下进行冷轧板退火(冷轧板退火)，进行利用酸洗的脱氧化皮处理，从而得到冷轧退火板。

对这样得到的冷轧退火板进行以下的评价。

(1)组织观察

·马氏体相的体积率

由冷轧退火板制作截面观察用的试验片，实施利用王水的蚀刻处理后，进行基于光学显微镜的观察。根据组织形状和蚀刻强度区别开马氏体相和铁素体相后，通过图像处理计算出马氏体相的体积率。观察是针对10个视野以100倍的倍率实施，将其平均值作为马氏体相的体积率。需要说明的是，马氏体相以外的组织为铁素体相。

(2)成形性的评价

·平均断裂伸长率(平均El)和断裂伸长率的面内各向异性|ΔEl|

以使相对于轧制方向为平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)的方向分别为试验片的长度方向的方式，从冷轧退火板裁取JIS 13B号拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率。

然后，利用以下公式计算出平均断裂伸长率(平均El)，将25％以上的情况设定为合格(○)，将小于25％的情况设定为不合格(×)。

平均El＝(El_L+2×El_D+El_C)/4

接着，利用以下公式计算出|ΔEl|，将3.0％以下的情况设定为合格(○)，将大于3.0％的情况设定为不合格(×)。

|ΔEl|＝|(El_L-2×El_D+El_C)/2|

·平均r值和r值的面内各向异性|Δr|

以使相对于轧制方向为平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)的方向分别为试验片的长度方向的方式，从冷轧退火板裁取JIS 13B号拉伸试验片，求出在依据JIS Z 2241的拉伸试验中赋予15％的应变时的各方向的r值(r_L、r_D、r_C)。在此，r_L、r_D、r_C分别为L方向、D方向、C方向的平均兰克福特值(平均r值)。

接着，通过以下公式求出平均r值，将该平均r值为0.70以上的情况设定为合格(○)，将该平均r值小于0.70的情况设定为不合格(×)。

平均r值＝(r_L+2×r_D+r_C)/4

另外，通过以下公式计算出|Δr|，将该|Δr|为0.30以下的情况设定为合格(○)，将该|Δr|大于0.30的情况设定为不合格(×)。

|Δr|＝|(r_L-2×r_D+r_C)/2|

(3)耐起皱特性的评价

以使与轧制方向平行的方向为试验片的长度方向的方式从冷轧退火板裁取JIS 5号拉伸试验片，利用#600的砂纸对其表面进行研磨，然后依据JIS Z 2241进行拉伸试验，赋予20％的拉伸应变。然后，在该试验片的平行部中央的研磨面，沿与轧制方向成直角的方向，利用表面粗糙度计，在测定长度为16mm、高截止滤波器波长为0.8mm、低截止滤波器波长为8mm的条件下测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度Wa。将Wa为2.0μm以下的情况设定为特别优良的耐起皱特性且合格(◎)，将Wa大于2.0μm且在2.5μm以下的情况设定为合格(○)，将Wa大于2.5μm的情况设定为不合格(×)。

(4)耐腐蚀性的评价

从冷轧退火板裁取60×100mm的试验片，制作将表面利用#600砂纸进行研磨抛光后对端面部进行了密封的试验片，供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，将盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→湿润(50℃、2小时、相对湿度≥95％)设定为1个循环，进行8个循环。

对实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面进行照片拍摄，通过图像分析测定试验片表面的生锈面积，根据与试验片总面积的比率计算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。将生锈率为10％以下设定为特别优良的耐腐蚀性且合格(◎)，将生锈率大于10％且在25％以下设定为合格(○)，将生锈率大于25％设定为不合格(×)。

将上述(1)～(4)的评价结果一并示于表2中。

由表2可知，在发明例中，均是成形性和耐起皱特性优良，并且耐腐蚀性也优良。

特别是，对于含有0.32％的Cu的No.3(钢AC)、含有0.21％的Mo的No.5(钢AE)、含有17.8％的Cr的No.11(钢AK)和将N抑制为0.020％以下的No.15～19(钢AO～AS)而言，盐水喷雾循环试验后的生锈率为10％以下，耐腐蚀性进一步提高。

另一方面，对于C含量超过适当范围的No.20(钢BA)而言，没有得到预定的平均El和耐腐蚀性。对于Cr含量超过适当范围的No.21(钢BB)而言，马氏体相的体积率低于适当范围，因此，没有得到预定的|ΔEl|、|Δr|和耐起皱特性。对于Cr含量低于适当范围的No.22(钢BC)而言，没有得到预定的耐腐蚀性。

对于热轧板退火的保持温度低于适当范围的No.23(钢AA)而言，马氏体相的体积率低于适当范围，因此，没有得到预定的|ΔEl|、|Δr|和耐起皱特性。对于热轧板退火的保持温度超过适当范围的No.24(钢AA)而言，马氏体相的体积率低于适当范围，因此，没有得到预定的|ΔEl|、平均r值、|Δr|和耐起皱特性。对于冷轧板退火的保持温度低于适当范围的No.25(钢AA)而言，没有充分地发生再结晶，没有得到预定的平均El、|ΔEl|、平均r值、|Δr|和耐起皱特性。对于冷轧板退火的保持温度超过适当范围的No.26(钢AA)而言，马氏体相的体积率超过适当范围，因此，没有得到预定的平均El和平均r值。

由上可知，根据本发明，可以得到具有优良的耐起皱特性和成形性、并且耐腐蚀性也优良的不锈钢。

产业上的可利用性

通过本发明得到的不锈钢特别适合应用于以胀形、拉深为主体的冲压成形品、要求高表面美观性的用途、例如厨房器具、餐具中。

Claims

1.一种不锈钢，其由如下成分组成构成：以质量％计，C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.75～1.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质；

包含以相对于组织整体的体积率计为1～9％的马氏体相，

平均断裂伸长率为25％以上，断裂伸长率的面内各向异性|ΔEl|为3％以下，平均兰克福特值为0.70以上，兰克福特值的面内各向异性|Δr|为0.30以下，以及起皱高度为2.5μm以下。

2.一种不锈钢，其成分组成由如下构成：以质量％计，C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.75～1.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％，以及

选自Cu：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上，和/或，选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上，以及

作为余量的Fe和不可避免的杂质；

包含以相对于组织整体的体积率计为1～9％的马氏体相，

3.一种不锈钢的制造方法，其是用于制造权利要求1或2所述的不锈钢的方法，其具备：

对包含权利要求1或2所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧板的工序；

对所述热轧板进行在900℃以上且1050℃以下的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板的工序；

对所述热轧退火板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和

对所述冷轧板进行在850℃以上且950℃以下的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火的工序。