CN107429341B - 剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板 - Google Patents

剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板 Download PDF

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Abstract

本发明针对不进行耐蚀性处理就在大气环境中使用的铁素体‑奥氏体系不锈钢板，提供一种剪切端面的耐蚀性得以提高的铁素体‑奥氏体系不锈钢板。本发明的铁素体‑奥氏体系不锈钢板以质量％计含有：C：0.03％以下、Si：0.1～1.0％、Mn：0.5～5.0％、P：0.04％以下、Al：0.015～0.10％、Cr：19.0～24.0％、Ni：0.60～2.30％、Cu：0.5～1.5％、Co：0.05～0.25％、V：0.01～0.15％、Ca：0.002％以下、N：0.06～0.20％、和S：0.0002～0.0040％，剩余部分是Fe和不可避免的杂质，Co+0.25V的值为0.10以上且低于0.25，金属组织仅由铁素体相和奥氏体相构成，铁素体相的平均晶粒直径为5～20μm，奥氏体相的平均晶粒直径为2～10μm，长径为1～5μm的硫化物以每5mm2为5～20个的量存在。

Description

剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板
技术领域
本发明涉及剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系(二相系)不锈钢板。特别是，本发明涉及提供给在空气环境中以剪切加工后的状态不进行剪切端面的耐蚀性处理就使用的用途而合适的铁素体-奥氏体系不锈钢板。
本申请以2015年3月26日在日本申请的特愿2015-065028号为基础主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
铁素体-奥氏体系(二相系)不锈钢由于其优良的强度和耐蚀性而被用于广泛的用途。从太阳能电池的支撑台等几乎不需要加工的产品到屋外配管等支撑部件这样的加工严格的产品，其用途各种各样。
在上述的铁素体-奥氏体系不锈钢板的制造过程中，从其便利性考虑，通过剪切加工来进行钢板的切出、成型、冲裁的情况较多。而且，通常该铁素体-奥氏体系不锈钢板是以剪切加工后的状态不进行剪切端面的耐蚀性处理就使用。
在剪切加工铁素体-奥氏体系不锈钢后不进行端面的耐蚀性处理就使用的情况下，端面的腐蚀(端面腐蚀、端面生锈)比平滑的表面激烈，端面的腐蚀是产生流锈和锈斑的原因，因而成为使钢板整体的耐蚀性下降的原因。有关该端面生锈的问题，在与基底金属在端面露出的镀覆钢板等不同的、即便是端面因钝化而保持一定程度的耐蚀性的铁素体-奥氏体系不锈钢中并不太受重视。
可是，随着铁素体-奥氏体系不锈钢的市场的扩大，使用环境也扩大，平滑的表面与端面的耐蚀性的差成为了问题。在铁素体-奥氏体系不锈钢板中，常温下存在铁素体相和奥氏体相，该剪切端面上存在的铁素体相成为生锈的原因。
铁素体系不锈钢的端面的锈被认为是因凹凸产生的微小的裂隙腐蚀而引起的。有关裂隙腐蚀，自古以来一直在研究，最近，在专利文献1和专利文献2等中公开了耐裂隙腐蚀性优良的铁素体系不锈钢板。
这些铁素体系不锈钢板对于裂隙腐蚀等局部腐蚀有效果，但对于抑制剪切端面的生锈(锈的产生)而言未必充分，有时发生端面腐蚀。
从上述的背景出发，在着眼于端面的飞边性状的专利文献3中，公开了剪切端面的耐蚀性优良的铁素体系不锈钢板。另外，在专利文献4中公开了用于获得良好的剪切端面的形状的加工方法。
如上所述，作为改善铁素体系不锈钢的端面的耐蚀性的方法，至今已研究、开发了各种技术。
可是，铁素体-奥氏体系不锈钢与铁素体系不锈钢相比，具有高强度的特性。因此，铁素体-奥氏体系不锈钢的剪切面的性状与铁素体系不锈钢的剪切面的性状有很大差异。另外，除了剪切面的形状以外，由于奥氏体相与铁素体相的强度差而容易形成微小的裂隙形状，这会大大影响耐蚀性。因此，为了改善铁素体-奥氏体系不锈钢的剪切端面的耐蚀性，仅仅用上述的专利文献中记载的以往的方法是不充分的，剪切端面的生锈的问题依然存在。
现有技术文献
专利文献
专利文献1日本特开2005-89828号公报
专利文献2日本特开2006-257544号公报
专利文献3日本特许第5375069号公报
专利文献4日本特开2010-137344号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明有利地解决了上述的问题，目的是针对不进行耐蚀性处理就在大气环境中使用的铁素体-奥氏体系不锈钢板，提供剪切端面的耐蚀性得以提高的铁素体-奥氏体系不锈钢板。
解决问题的手段
发明人们为了实现铁素体-奥氏体系不锈钢板的剪切端面的耐蚀性的改善而进行了各种研究。特别是，对剪切端面的腐蚀状态进行了细致的观察，结果发现，腐蚀的起点在断裂面上，减少该断裂面、和减小断裂面的表面粗糙度与腐蚀的防止有关联。
这里，断裂面是指剪切钢板后确认为观察加工面的、被称作“塌边”、“剪切面”、“断裂面”和“飞边”的表面状态中的一种。
因此，对上述耐蚀性的改善进行反复研究的结果是，发明人们得到了下述认识：对于断裂面的改善来说，将铁素体相和奥氏体相的晶粒直径控制在适当的范围，并且使硫化物适当地存在是有效的。另外，发明人们还发现，作为改善耐蚀性的成分，微量添加Co和V，能够改善奥氏体相和铁素体相各自的耐蚀性，其结果是，剪切部的耐蚀性提高。
本发明的一个方案是基于上述的认识而完成的，其要件如下所述。
(1)一种剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，其具有下述化学成分，所述化学成分以质量％计含有：
C：0.03％以下、
Si：0.1～1.0％、
Mn：0.5～5.0％、
P：0.04％以下、
Al：0.015～0.10％、
Cr：19.0～24.0％、
Ni：0.60～2.30％、
Cu：0.5～1.5％、
Co：0.05～0.25％、
V：0.01～0.15％、
Ca：0.002％以下、
N：0.06～0.20％、和
S：0.0002～0.0040％，剩余部分是Fe和不可避免的杂质，
Co+0.25V的值为0.10以上且低于0.25，
金属组织仅由铁素体相和奥氏体相构成，
所述铁素体相的平均晶粒直径为5～20μm的范围，所述奥氏体相的平均晶粒直径为2～10μm的范围，
在钢中，长径为1～5μm的硫化物以每5mm2为5～20个的量存在。
(2)根据(1)所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，其进一步含有选自以下的组中的1种以上：
第1组：
以质量％计选自下述元素中的1种或2种以上：
Nb：0.005～0.2％、
Ti：0.005～0.2％、
W：0.005～0.2％、和
Mo：0.01～1.0％，
第2组：
以质量％计选自下述元素中的1种或2种以上：
Sn：0.005～0.2％、
Sb：0.005～0.2％、
Ga：0.001～0.05％、
Zr：0.005～0.5％、
Ta：0.005～0.1％、和
B：0.0002～0.0050％。
(3)根据(1)或(2)所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co+0.25V的值为0.12以上且低于0.25。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co、V、S、N、Cr和Ni中的任意1种以上的各自的含量以质量％计满足以下的范围：
Co：0.05～0.12％、
V：0.08～0.12％、
S：0.0003～0.0010％、
N：0.08～0.17％、
Cr：20.0～23.0％、
Ni：1.0～1.5％。
(5)根据(1)～(3)中任一项所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述V的含量以质量％计满足以下的范围：
V：0.01以上且低于0.05％。
(6)根据(5)所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co、S、N、Cr和Ni中的任意1种以上的各自的含量以质量％计满足以下的范围：
Co：0.05～0.12％、
S：0.0003～0.0010％、
N：0.08～0.17％、
Cr：20.0～23.0％、
Ni：1.0～1.5％。
发明效果
根据本发明的一个方案，对于在不对剪切端面进行耐蚀性处理的状态下就主要在大气环境中使用的铁素体-奥氏体系不锈钢板，能够实现剪切端面的耐蚀性的提高。因此，能够提高整个铁素体-奥氏体系不锈钢板的耐蚀性。其结果是，能够抑制钢板的腐蚀引起的美观的损失、寿命的下降等。
附图说明
图1是表示影响剪切加工后的耐蚀性的铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径的关系的图表。
图2是表示影响剪切加工后的耐蚀性的硫化物的尺寸和个数的关系的图表。
具体实施方式
以下，对本发明的铁素体-奥氏体系不锈钢板(以下也仅称作钢板。)的一个实施方式进行说明。
首先，对限定本实施方式的钢板的成分组成的理由进行说明。此外，对于表示钢的成分的％，只要没有特别说明，就是指质量％。
C：0.03％以下
C是钢中不可避免地混入的元素，但C量如果超过0.03％，则在奥氏体相和铁素体相中析出Cr23C6，使晶界敏化，从而使耐蚀性下降。因此，C量优选为较少，但可以容许达到0.03％。C量的下限值没有特别限定，从生产率和成本的观点出发，优选为0.002％以上，更优选为0.008％以上。C量的上限值优选为0.025％以下。
Si：0.1～1.0％
Si是作为脱氧剂而有用的元素。可是，Si量(含有率)低于0.1％时，无法得到充分的脱氧效果，氧化物大量分散于钢中，压制加工时裂纹起点增加。另一方面，添加的Si量如果超过1.0％，则铁素体相会硬质化，导致加工性的下降。因此，将Si量限定为0.1～1.0％的范围。Si量优选为0.3％以上，为了进一步抑制加工性的下降，优选设定为0.7％以下。
Mn：0.5～5.0％
Mn具有脱氧作用。进而在本实施方式中知道，通过控制MnS的分散状态，具有防止剪切端面中的断裂面的部分的表面粗糙度的增加的效果。其机理还不清楚，但可以如下推测。
即，不会对耐蚀性产生影响的程度的比较微细的MnS粒子的存在使得断裂面的龟裂的传递变得容易，容易产生直线的断裂面的形状。不过，上述效果在S量较少的本实施方式的钢板中，当Mn量低于0.5％时无法获得。另一方面，Mn量如果超过5.0％，则在钝化膜内开始生成Mn氧化物，反而会导致耐蚀性的下降。因此，将Mn量限定为0.5～5.0％的范围。从防止表面粗糙度的下降的观点出发，Mn量优选设定为1.0％以上。为了进一步抑制钝化膜内的Mn氧化物的生成，Mn量优选设定为4.0％以下。
P：0.04％以下
P是使耐蚀性下降的元素。另外，P偏析于晶界会使热加工性下降，所以过剩量的P的添加会使制造变得困难。因此，优选P含量较低，但可以容许达到0.04％以下，因此P量限制为0.04％以下。P量优选为0.03％以下。
Al：0.015～0.10％
Al是对脱氧有效的成分，所以需要含有0.015％以上的Al。另一方面，Al量如果超过0.10％，则Al系的非金属夹杂物所引起的表面缺陷增加，同时Al系的非金属夹杂物会成为裂纹的起点。因此，将Al量设定为0.015～0.10％。从充分获得脱氧效果的观点出发，Al量优选设定为0.02％以上。为了进一步抑制Al系的非金属夹杂物的生成，Al量优选设定为0.05％以下。
Cr：19.0～24.0％
Cr是决定不锈钢的耐蚀性的重要元素。本实施方式中，是分别以约50％混合了铁素体相和奥氏体相的组织，分离成两相时，铁素体相中Cr浓缩。另一方面，奥氏体相中，Cr量下降，但作为奥氏体生成元素的N浓缩。为了确保奥氏体相的耐蚀性，要含有19.0％以上的Cr。Cr量优选为20.0％以上。
另一方面，Cr量如果超过24.0％，则铁素体相中容易生成σ相，导致材料的硬化、耐蚀性的下降。因此，将Cr量设定为24.0％以下。Cr量优选为23.0％以下。
Cu：0.5％～1.5％
Cu可以在腐蚀发生后的不锈钢的表面形成覆盖膜，具有抑制阳极反应引起的基底金属的溶解的效果。因此，对于耐生锈性的提高和耐裂隙腐蚀性的提高也是有用的元素。
该效果在Cu量低于0.5％时不太能期待。另一方面，Cu量如果超过1.5％，则高温下会促进脆化，热加工性下降。因此，将Cu量限定为0.5％～1.5％的范围。从提高耐生锈性和耐裂隙腐蚀性的观点出发，Cu量优选设定为0.7％以上。为了进一步抑制热加工性的下降，Cu量优选设定为1.2％以下。
Ni：0.60～2.30％
Ni是可抑制酸引起的阳极反应、即使在更低的pH下也能够维持钝态的元素。即，Ni对耐裂隙腐蚀性的效果较高，可显著抑制活性溶解状态下的腐蚀的进行。Ni量低于0.60％时，无法获得提高耐裂隙腐蚀性的效果，进而奥氏体相的比率下降，加工性显著下降。另一方面，Ni量如果超过2.30％，则奥氏体相的比率增加，热加工性下降。因此，将Ni量限定为0.60～2.30％的范围。此外，Ni量的下限值优选为1.0％以上、更优选为1.5％以上。Ni量的上限值优选为1.5％以下。
N：0.06～0.20％
N是使奥氏体相稳定、进而提高耐蚀性的重要的元素。N量低于0.06％时，奥氏体相的比率是少量的，加工性下降，同时奥氏体相的耐蚀性下降。另一方面，N量如果超过0.20％，则相反奥氏体相大量生成，热加工性显著下降。因此，将N量设定为0.06～0.20％。从奥氏体相的稳定化的观点出发，N量优选设定为0.08％以上。为了进一步抑制热加工性的下降，N量优选设定为0.17％以下。
Co：0.05～0.25％
Co是显示与Ni同样的行为、使奥氏体相稳定的元素。通过与Ni的共存，即使添加微量的Co，也能显现其效果，但Co量低于0.05％时，看不到其效果。另外，Co由于在高温区域使奥氏体相的析出稳定化，所以可促进N在奥氏体相中的浓缩，大幅降低铁素体相的N量。因此，Co对Cr碳氮化物(特别是Cr氮化物)的析出的抑制有作用。本实施方式的钢板的耐蚀性下降的要因是伴随着Cr碳氮化物的析出而Cr碳氮化物的周边的Cr浓度下降。因此，Co特别是通过对Cr碳氮化物的析出的抑制发挥作用，可抑制铁素体晶界或铁素体相与奥氏体相的界面的耐蚀性的劣化。另一方面，过剩量的Co的添加会使奥氏体相的比率上升，导致热加工性的下降。进而，由于Co是稀有的元素并且昂贵，所以大量的Co的添加会导致过多的成本增加。因此，Co量的上限设定为0.25％以下。从奥氏体相稳定化的观点出发，Co量优选设定为0.08％以上。为了进一步抑制热加工性的下降，Co量的上限值优选为0.20％以下、更优选为0.12％以下。
V：0.01～0.15％
V是强力的碳氮化物生成元素。铁素体相中存在V时，在高温区域容易生成碳氮化物。本实施方式的钢板的耐蚀性下降的要因是伴随Cr碳氮化物的析出而Cr碳氮化物的周边的Cr浓度下降。因此，通过在高温区域V的碳氮化物的析出，就能够抑制低温区域的Cr碳氮化物的析出。该效果通过添加0.01％以上的V就可得到确认，所以V量的下限设定为0.01％以上。另一方面，由于过剩量的V的添加会导致硬质化，所以V量的上限设定为0.15％以下。从促进V系碳氮化物的生成，抑制Cr碳氮化物的析出的观点出发，V量优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.08％以上。为了进一步抑制硬质化，V量优选设定为0.12％以下。要用少量的V量来发挥上述效果时，V量优选设定为低于0.05％。
Ca：0.002％以下
Ca是对脱氧有效的成分。另外，Ca还是生成硫化物的元素，对于使有利于剪切断面的良好的性状的硫化物稳定而言，Ca是有效的元素。为了获得该效果，Ca量优选设定为0.0003％以上。可是，Ca量如果超过0.002％，则生成粗大的CaS，成为锈的起点。因此，Ca量设定为0.002％以下。
S：0.0002～0.0040％
S在本实施方式中是重要的元素。以往认为，S在不锈钢中与Mn或Ca等形成硫化物，成为使耐蚀性下降的要因，所以优选减少S量。可是，发明人们的研究明确了，即使是以往认为不优选的MnS或CaS，如果适当地控制其粒径和分散状态，也能够将剪切端面的表面性状稳定地维持在高水平，不使耐蚀性下降。
为了使S含量低于0.0002％，必须严选原料，另外，因为会增大脱硫工序的负荷，所以将S量的下限设定为0.0002％以上。另一方面，S量如果超过0.0040％，则可发现硫化物的粗大化，成为生锈的原因。因此，将S量限定为0.0002～0.0040％的范围。S量的下限值更优选为0.0003％以上，S量的上限值更优选为0.0010％以下。因此，S量的更优选的范围是0.0003～0.0010％。
Co+0.25V的值：0.10以上且低于0.25
本实施方式的钢板的耐蚀性下降的要因是是伴随着Cr碳氮化物的析出而Cr碳氮化物的周边的Cr浓度下降。本实施方式中，为了抑制Cr碳氮化物、特别是Cr氮化物的生成，在达到Cr氮化物的析出温度的上限之前预先使充分量的奥氏体相析出、减少铁素体相中的N量是重要的。为此，通过Co的添加来促进奥氏体相的析出、和通过V来固定铁素体相中残存的N是有效的。当Co+0.25V的值低于0.10时，降低铁素体相内的N量的效果就没有。因此，在铁素体/铁素体晶界生成Cr氮化物，使耐蚀性劣化。因此，将Co+0.25V的值的下限值设定为0.10以上。将Co+0.25V的值设定为0.12以上时，Cr氮化物的生成量的下降变得明确。因此，Co+0.25V的值的下限值优选为0.12以上。另一方面，Co+0.25V的值如果过大，则奥氏体相的比率过度上升，有可能导致热加工性的下降。因此，将Co+0.25V的值的上限值设定为低于0.25。
此外，Co+0.25V中，Co、V表示各个元素的含量(质量％)。
以上，对本实施方式的钢板的基本成分进行了说明，本实施方式中，除上述成分以外，为了改善耐蚀性，还可以适当含有以下说明的元素。
Nb：0.005～0.2％
Nb是固定C、N而防止Cr碳氮化物引起的敏化、并提高耐蚀性的元素。可是，Nb量低于0.005％时，其添加效果较差。另一方面，Nb量如果超过0.2％，则固溶强化使得铁素体相硬质化，加工性下降。因此，优选将Nb量设定为0.005～0.2％的范围。
Ti：0.005～0.2％
Ti是固定C、N而防止Cr碳氮化物引起的敏化、并提高耐蚀性的元素。可是，Ti量低于0.005％时，其添加效果较差。另一方面，Ti量如果超过0.2％，则会导致铁素体相的硬质化，使韧性下降。另外，Ti系析出物或导致表面粗糙度的下降。因此，优选将Ti量设定为0.005～0.2％的范围。
W：0.005～0.2％
W也与Ti同样，通过固定C、N而具有防止Cr碳氮化物引起的敏化的效果。可是，W量低于0.005％时，看不到其效果。另一方面，W量如果超过0.2％，则会导致硬质化，使加工性下降。因此，优选将W量设定为0.005～0.2％的范围。
Mo：0.01～1.0％
Mo是提高耐蚀性的元素。可是，Mo量低于0.01％时，其添加效果较差。另一方面，Mo量如果超过1.0％，则会导致硬质化，使加工性下降。因此，Mo量优选设定为0.01～1.0％。
本实施方式中，还可以适当含有以下说明的元素。
Sn、Sb：0.005～0.2％
Sn、Sb是提高耐蚀性的元素，但也是铁素体相的固溶强化元素。因此，将Sn、Sb的各自的量的上限设定为0.2％。Sn、Sb中的任意一个的量为0.005％以上时，可发挥提高耐蚀性的效果，所以将Sn、Sb的各自的量设定为0.005～0.2％。Sn、Sb的各自的量的下限值优选为0.03％以上。Sn、Sb的各自的量的上限值优选为0.1％以下。
Ga：0.001～0.05％
Ga是有助于耐蚀性提高的元素。Ga量为0.001％以上时，可显现效果。Ga量超过0.05％时，效果饱和。因此，可以以0.001～0.05％的范围的量含有Ga。
Zr：0.005～0.5％
Zr是有助于耐蚀性提高的元素。Zr量为0.005％以上时，可显现效果。Zr量超过0.5％时，效果饱和。因此，可以以0.005～0.5％的范围的量含有Zr。
Ta：0.005～0.1％
Ta是通过夹杂物的改性来提高耐蚀性的元素，也可以根据需要含有。由于0.005％以上的量的Ta就可发挥效果，所以将Ta量的下限设定为0.005％以上即可。不过，Ta量超过0.1％时，会导致常温的延展性下降和任性下降。因此，Ta量的上限优选为0.1％以下、更优选为0.050％以下。要用少量的Ta量来显现上述效果时，优选将Ta量设定为0.020％以下。
B：0.0002～0.0050％
B是对防止2次加工脆化和热加工性劣化有用的元素，并且是不会对耐蚀性产生影响的元素。因此，可以将0.0002％以上作为B量的下限来含有B。可是，B量如果超过0.0050％，则反而热加工性劣化，所以可以将B量的上限设定为0.0050％以下。B含量的上限优选为0.0020％以下。
本实施方式的钢板中，上述元素以外的剩余部分是Fe和不可避免的杂质，但在不损害本实施方式的效果的范围内，还可以含有上述的各元素以外的其它元素。
以上，对成分体系进行了说明，本实施方式的钢板仅仅将成分组成设定为上述的范围还不充分，将铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径和MnS的析出状态设定为以下的范围也是重要的。
<铁素体相的平均晶粒直径：5～20μm>
<奥氏体相的平均晶粒直径：2～10μm>
铁素体-奥氏体系不锈钢板的金属组织仅由铁素体相和奥氏体相构成。铁素体相和奥氏体相的各自的晶粒直径会对机械性质和剪切端面的表面性状产生过大的影响。
铁素体相和奥氏体相的再结晶温度不同，在奥氏体相的再结晶温度区域，铁素体相产生晶粒生长。因此，铁素体相的平均晶粒直径变得比奥氏体相的平均晶粒直径大，如果铁素体相和奥氏体相的粒径差变大，则强度差也扩大(变大)。强度差如果大，则剪切加工时在铁素体相和奥氏体相的界面发生裂纹，成为裂隙腐蚀的起点。
因此，对剪切加工时不会发生裂纹的平均晶粒直径的极限值进行了研究。其结果示于图1中。
图1是表示影响剪切加工后的耐蚀性的铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径的关系的图表。由图1可知，在铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径中存在适当的组合。根据图1的结果，将铁素体相的平均晶粒直径的上限设定为20μm。
这里，铁素体相的平均晶粒直径低于5μm时，奥氏体相的再结晶还未结束，因此强度提高，飞边变得不易形成。但是断裂面的面积大幅增加，耐蚀性下降。奥氏体相的平均晶粒直径低于2μm时，也会发生强度的上升显著，同样的理由使得耐蚀性下降。
另一方面，奥氏体相的平均晶粒直径超过10μm时，因软质化的影响，飞边增加，断裂面的粗糙度下降，并且形成微小的裂隙。进而，一部分铁素体相中生成粗大晶粒，助长界面裂纹。以上原因使得耐蚀性大幅下降。
因此，将铁素体相的平均晶粒直径设定为5～20μm，奥氏体相的平均晶粒直径设定为2～10μm。
<硫化物：长径为1～5μm的粒子(硫化物)以每5mm2为5～20个的量存在>
以下，对将钢板中的硫化物的析出状态限定为上述范围的理由进行说明。
本发明人们确认了，实施了剪切加工的端面的腐蚀的起点是剪切面与断裂面的边界部以及断裂面。由于在剪切面与断裂面的边界部容易形成裂隙，所以容易堆积腐蚀因子。进而，起因于微凹断裂面的凹凸所引起的微细的裂隙形状会促进附着溶液的低pH化、高盐分化(降低附着溶液的pH、并且使附着溶液中的盐分变浓)。因此可以认为，剪切面与断裂面的边界部以及断裂面成为了容易引起腐蚀的环境，形成腐蚀的起点。所以可以预想，通过抑制在剪切面与断裂面的边界部形成裂隙，就能形成不易发生腐蚀的剪切端面。这里硫化物是指CaS、MnS、CrS、TiCS、CuS等。
因此本发明人们使用改变了制造条件的试验片进行了耐蚀性试验。然后，抽出数个耐蚀性良好的试验片、和作为比较的耐蚀性较差的试验片，解析试验片的微观组织。其结果示于图2中。图2是表示影响剪切加工后的耐蚀性的硫化物的尺寸与个数的关系的图表。这里，图2中的硫化物的大小(尺寸)是伸展后的硫化物的长径的最大值。图2中的硫化物的个数是长径为1～5μm的硫化物的个数(每5mm2的个数)。如图2所示可知，硫化物的析出形态和剪切端面的性状有相关性，存在着腐蚀的发生较少的条件。即，在钢中使具有1～5μm的长径的硫化物以每5mm2为5～20个的量存在是重要的。其中，长径低于1μm的硫化物(图2中，硫化物的大小(长径的最大值)低于1μm时)对于抑制断裂时发生的龟裂的进展的效果小。另一方面，对于长径超过5μm的硫化物(图2中，硫化物的大小(长径的最大值)超过5μm时)来说，表面出现的硫化物会脱落而形成更大的龟裂。因此，将作为对象的硫化物的长径设定为1～5μm的范围。因此，本实施方式中，将长径为1～5μm的硫化物设定为控制对象。这里，作为控制对象的硫化物的长径是指每个硫化物的长径。
另外，本实施方式中，硫化物的长径的最大值优选为1～5μm。
下面，对该硫化物的析出状态进行了研究，结果判明了以下的事项。判明了单位面积：每5mm2的析出物(硫化物)的个数低于5个时，抑制龟裂的进展的效果较差。判明了每5mm2的析出物(硫化物)的个数超过20个时，会大量形成裂隙，使耐蚀性下降。因此，本实施方式中，使长径为1～5μm的硫化物以每5mm2为5～20个的量存在。优选的是，使长径为1～5μm的硫化物以每5mm2为6～15个的量存在。
下面，对本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢板的制造方法进行说明。
本实施方式中，如上所述，铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径以及硫化物的析出分散的状态是重要的，因此在以下的条件下实施钢板的制造是重要的。
为了将铁素体相和奥氏体相的平均晶粒直径控制为上述的范围，热轧和冷轧的工序的压下率是重要的。在热轧的粗轧工序中，要将至少1个道次的压下率设定为30％以上，并且在粗轧工序中需要在1000℃以上的温度下进行5个道次以上的加工。进而需要将冷轧的压下率设定为75％以上，并且在最终道次结束时将冷轧时的板温度设定为150℃以上。
冷轧时导入的形变会成为再结晶晶粒的生成核，但在本实施方式这样的高强度钢中，加工硬化若有进展，则会对冷轧工序产生很大的负荷。因此，通过使冷轧时的板温度上升可减轻负荷。该效果不仅可减少冷轧工序的负荷，还不会使再结晶的生成核过大，所以对于晶粒直径的控制也是有用的。为了将铁素体相的平均晶粒直径设定为5～20μm、并且将奥氏体相的平均晶粒直径设定为2～10μm，需要将最终道次后的板温度控制为150℃以上。此外，最终道次后的板温度可以通过变更每1个道次的压下率或压延速度来控制。
为了将硫化物的尺寸和析出个数控制为上述的范围，热轧板的退火和冷轧板的退火这些各个工序的处理温度是重要的。其条件优选是，热轧板的退火温度设定为1000～1100℃、冷轧板的退火温度设定为950～1050℃。
另外，对于其它的工序，可以无特别限制地使用以往公知的方法。顺便说一下，如果表示代表性的制造条件，则如下所述。
首先，将具有上述成分组成的铁素体-奥氏体系不锈钢加热至1150～1250℃，然后将精轧温度设定为950℃以上实施热轧，使得板厚达到3.0～6mm。此时将粗轧的工序中的至少1个道次的压下率设定为30％以上。精轧后如果以通常的冷却速度进行冷却，则奥氏体相的析出变得不充分。因此，将精轧的温度设定为950℃以上，然后在不积极冷却的情况下卷取热轧板。缓慢冷却至500℃以下，然后，将热轧板放入水槽中进行骤冷。
卷取后的冷却速度没有特别限定。可是，由于在475℃附近会发生所谓475℃脆性所引起的韧性下降，所以425～525℃的范围的冷却速度优选为100℃/h以上。
对如上所述制作的热轧钢带在1000～1100℃的温度下实施热轧板的退火，然后进行酸洗。
接着，按照不会使实施压下率为75％以上的冷轧时因冷轧而产生的加工发热冷却至室温的方式来连续地进行可逆式轧制，并按照使最终道次出侧的板温度达到160℃以上的方式实施冷轧。对得到的冷轧板在950～1050℃的温度下进行冷轧板的退火，然后进行酸洗而制成冷轧制品。
通过以上说明的制法，可以得到本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢，但本实施方式不受上述的各工序、各条件的限定。
下面，对剪切本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢板时，能够减少断裂面的剪切加工方法进行说明。此外，减少断裂面的手段并不特别限定于此，可以在对钢板进行剪切加工时适当调整和设定。以下，列举能够减少断裂面的加工方法的一例。
发明人们为了实现上述目的，变更各种剪切加工的条件地进行了大量的实验，结果确认了对于断裂面率的降低来说，留空量(clearance)的控制是特别有效的。这里，留空量是指刀与台的间隙x相对于钢板的厚度d的比率。
剪切加工时的留空量会影响剪切端面中的断裂面的面积和飞边的高度。研究了各种留空量，结果确认了，对于本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢的情况来说，如果将留空量设定为5～20％，则断裂面的面积和飞边的高度能够被抑制得较小，耐蚀性提高。剪切加工时的留空量优选设定为10～15％。
实施例
以下对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于以下的实施例中使用的条件。只要不脱离本发明的要件而能够实现本发明的目的，则本发明就能够采用各种条件。
此外，表中的下划线表示偏离了本实施方式的范围。
熔炼具有表1、2所示的化学组成的铁素体-奥氏体系不锈钢。然后加热至1200℃的温度，然后在980℃的精轧温度下进行热轧，制成板厚为4mm的热轧板。将热轧的粗轧工序中的至少1个道次的压下率设定为30％以上。另外，制成热轧板后卷取，缓慢冷却至500℃以下，然后进行骤冷。
然后，在表3、5记载的退火温度下进行热轧板的退火，进行酸洗。然后，通过冷轧使板厚为0.6～1.2mm。冷轧时，将初期道次的咬入温度设定为60℃，按照不让板温度下降的方式连续地进行压延。冷轧率、最终道次后的板温(最终道次温度)设定为表3、5所示的值。对得到的冷轧板实施冷轧板退火，通过最终酸洗来整理表面，制成试验片。
通过光学显微镜和SEM-EDS法测定如上所述地得到的试验片的硫化物的尺寸和个数。测定方法如下所示。首先，用#600研磨试验片的表面，然后进行镜面研磨而完成加工。然后，在试验片的表面划出5mm×5mm的正方形的线。在划线的范围内，使用光学显微镜观察夹杂物，对该范围内存在的1μm左右以上的夹杂物做记号。这样，通过观察把握夹杂物的大致尺寸，并且选出要测定的夹杂物。
然后，只对夹杂物的总数超过5个的情况，使用SEM-EDS法在2处/个的地方测定该夹杂物的组成。S的浓度达到50％以上的组成只要能确认1处，就判定了该夹杂物为硫化物。
使用以下的方法来测定被判定为硫化物的夹杂物的长径。硫化物具有比较软质的特性。因此，多数硫化物是以沿压延方向伸展的形态存在。因此，将压延方向的长度设定为长径，测定从硫化物的前端至后端的长度(最大的长度)作为长径。此外，硫化物的长径的测定值在小数点第1位四舍五入，以整数来计算。将得到的长径的测定值中的最大值记载于表4、6的“硫化物的长径”一栏中。
另外，测定长径的测定值为1～5μm的硫化物的个数，求出其每5mm2的个数。将长径为1～5μm的硫化物的个数(每5mm2的个数)记载于表4、6的“硫化物的个数”。
另外，使用日本电子株式会社制的场致放射型扫描电子显微镜JSM-7000F，通过电子背散射衍射(EBSD)法分离铁素体相和奥氏体相，测定铁素体相和奥氏体相的晶粒直径。将测定时的加速电压设定为25kV，步长设定为0.5μm，将测定位置设定成试验片的宽度的中央位置上的压延方向的断面的板厚的中心部。方位解析使用株式会社TSL Solutions的OIM软件，将邻接的晶粒的方位差为15°以上的晶粒的边界设定为晶界，测定铁素体相和奥氏体相的晶粒直径。对铁素体相和奥氏体相分别算出测定的晶粒直径的平均值，得到平均晶粒直径。
将铁素体相的平均晶粒直径记载于表4、6的“铁素体相的粒径”一栏中。将奥氏体相的平均晶粒直径记载于表4、6的“奥氏体相的粒径”一栏中。
将在以上的制造条件下得到的铁素体-奥氏体系不锈钢板的试验片切成120mm×75mm的大小，在切断面上粘贴硅胶带以使四方端面的影响无害。使用具有各种直径的冲裁工具的阴模，从而调整冲裁工具的阳模和阴模的缝隙(剪切留空量)。按照各种剪切留空量，对样品的中央部实施圆形的剪切加工。其中，剪切留空量(％)是用以下的式子算出的值。
{(冲裁工具的阳模的直径与阴模的直径的差)/试验片(钢板)的厚度}×100
切出(剪切加工)后，用丙酮进行脱脂。将形成了飞边的面朝上，以75°的倾角将样品配置于循环腐蚀试验机中。然后，根据JASO M 609-91进行6个循环的循环腐蚀试验。试验后，将剪切端面上未发生腐蚀的样品评价为“没有产生锈”，将看到了腐蚀发生的样品评价为“有产生锈”。
将得到的结果示于表4、6中。
由试验No.1、2、4、5、8～11、13、14、16、19～27的结果可知，只要满足本实施方式的范围，则剪切端面的耐蚀性良好。
由试验No.3、6、7、17、22的结果可知，当铁素体相的平均晶粒直径和奥氏体相的平均晶粒直径中的任一者或两者偏离本实施方式的范围时，剪切端面都产生了锈。特别是在试验No.22中，冷轧时的最终道次后的板温度比160℃低。因此，冷轧产生的形变的导入非常多，由于形变有可能变成再结晶的晶核，所以形成微细的晶粒，成为生锈的原因。
由试验No.12、15、17、18的结果可知，当硫化物的个数和硫化物的长径中的任一者或两者偏离本实施方式的范围时，剪切端面上产生了锈。
由试验No.28～46的结果可知，当化学成分偏离本实施方式的范围时，剪切端面上产生了锈。
表3
表4
表5
表6
产业上的可利用性
根据本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢板，即使不进行剪切端面的耐蚀性处理就在大气环境中使用，剪切端面的耐蚀性也优良。因此，本实施方式的铁素体-奥氏体系不锈钢板可以适合用于功率调节器(Power Conditioner、PV(Photovoltaic)变流器)的框体、管罩、太阳能电池的支撑台、排水沟及其盖等各种用途。

Claims (7)

1.一种剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，其具有下述化学成分，所述化学成分以质量％计含有：
C：0.03％以下、
Si：0.1～1.0％、
Mn：0.5～5.0％、
P：0.04％以下、
Al：0.015～0.10％、
Cr：19.0～24.0％、
Ni：0.60～2.30％、
Cu：0.5～1.5％、
Co：0.05～0.25％、
V：0.01～0.15％、
Ca：0.002％以下、
N：0.06～0.20％、和
S：0.0002～0.0040％，剩余部分是Fe和不可避免的杂质，
Co+0.25V的值为0.10以上且低于0.25，
金属组织仅由铁素体相和奥氏体相构成，
所述铁素体相的平均晶粒直径为5～20μm的范围，所述奥氏体相的平均晶粒直径为2～10μm的范围，
在钢中，长径为1～5μm的硫化物以每5mm2为5～20个的量存在。
2.根据权利要求1所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，其进一步含有选自以下的组中的1种以上，
第1组：
以质量％计选自下述元素中的1种或2种以上：
Nb：0.005～0.2％、
Ti：0.005～0.2％、
W：0.005～0.2％、和
Mo：0.01～1.0％，
第2组：
以质量％计选自下述元素中的1种或2种以上：
Sn：0.005～0.2％、
Sb：0.005～0.2％、
Ga：0.001～0.05％、
Zr：0.005～0.5％、
Ta：0.005～0.1％、和
B：0.0002～0.0050％。
3.根据权利要求1所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co+0.25V的值为0.12以上且低于0.25。
4.根据权利要求2所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co+0.25V的值为0.12以上且低于0.25。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co、V、S、N、Cr和Ni中的任意1种以上的各自的含量以质量％计满足以下的范围：
Co：0.05～0.12％、
V：0.08～0.12％、
S：0.0003～0.0010％、
N：0.08～0.17％、
Cr：20.0～23.0％、
Ni：1.0～1.5％。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述V的含量以质量％计满足以下的范围：
V：0.01以上且低于0.05％。
7.根据权利要求6所述的剪切端面的耐蚀性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢板，其特征在于，所述的Co、S、N、Cr和Ni中的任意1种以上的各自的含量以质量％计满足以下的范围：
Co：0.05～0.12％、
S：0.0003～0.0010％、
N：0.08～0.17％、
Cr：20.0～23.0％、
Ni：1.0～1.5％。
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