CN107709592A - 铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。本发明的铁素体系不锈钢板以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.55～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.1～1.0％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，断裂伸长率为28％以上，平均r值为0.75以上，并且基于FLD(成形极限图)的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上。

Description

铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
背景技术
铁素体系不锈钢板比含有大量昂贵的Ni的奥氏体系不锈钢更经济。铁素体系不锈钢中，特别是SUS430系不锈钢板(16～18质量％Cr)是经济的，因此，被用于建材、运输设备、家电产品、厨房器具或汽车部件等各种用途中，其应用范围近年来进一步扩大。为了应用于这些用途，不仅要求耐腐蚀性，还要求能够加工成预定形状的充分的成形性。
另一方面，对于SUS430系不锈钢板而言，多数情况下应用于要求外观良好的用途中，还需要耐起皱特性优良。起皱是指因成形加工的应变而产生的表面凹凸。在铁素体系不锈钢板中，有时会在铸造和/或热轧时生成具有类似的晶体取向的晶粒群(晶团)。对于残留有晶团的钢板而言，在成形加工时，应变量在晶团部与其他部位产生较大差异，因此，在成形后产生表面凹凸(起皱)。在成形后产生过量的起皱的情况下，为了除去表面凹凸而需要研磨工序，存在成形品的制造成本升高的问题。
在专利文献1中公开了一种成形性优良的铁素体系不锈钢，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，并且满足0.06≤(C+N)≤0.12、1≤N/C和1.5×10-3≤(V×N)≤1.5×10-2(C、N、V分别表示各元素的质量％)。但是，本发明人通过专利文献1中记载的方法制造了铁素体系不锈钢，结果，对于钢板的轧制方向得到了优良的断裂伸长率。但是，尝试了通过冲压加工来制作以胀形成形性为主体的排气管，结果，无法成形为预定的形状，没有得到由断裂伸长率期待的程度的胀形成形性。此外，在专利文献1的实施例中，在热轧后进行所谓的箱式退火(例如，860℃下、8小时的退火)。这样的箱式退火包括加热、冷却的过程时，花费约一周时间，存在生产率低的问题。另外，使用了通过添加作为昂贵的过渡金属元素的V来降低固溶N的技术，因此，也存在制造成本增高的问题。此外，使热轧板退火在铁素体单相温度范围内进行箱式退火，因此，铁素体晶团几乎都未被破坏而残留，因此，还存在耐起皱性显著降低的问题。
在专利文献2中公开了一种加工性和表面性状优良的铁素体系不锈钢，其特征在于，将以质量％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％和B：0.00010～0.00500％的钢热轧后，使用箱式炉或AP线(Annealing and Pickling line，退火酸洗线)的连续炉在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火，进一步进行冷轧和最终退火。但是，在使用箱式炉的情况下，与上述专利文献1同样地存在生产率低的问题。除此以外，对于专利文献2，也与专利文献1同样地尝试了以胀形成形为主体的冲压构件的制作，结果，无法成形为预定的形状，没有得到由断裂伸长率期待的程度的胀形成形性。另外，通常，专利文献2这样的铁素体系不锈钢在铸造或热轧时生成具有类似的晶体取向的晶粒群(晶团)，在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火时，不能充分地破坏铁素体相的晶团。因此，晶团因热轧板退火后的冷轧而在轧制方向上伸展而残留，存在成形后产生显著的起皱的问题。
在专利文献3中公开了一种耐起皱性和加工性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，将含有0.15％以下的C、13～25％的Cr的铁素体系不锈钢的热轧板在奥氏体和铁素体相共存的930～990℃的范围内进行10分钟以内的退火，由此，使组织为马氏体相与铁素体相的两相组织，接着进行冷轧和冷轧板退火。在专利文献3中，作为加工性，仅提及了伸长率。但是，本发明人通过专利文献3记载的方法制造了钢板并尝试了以胀形成形为主体的换气罩的制作，结果发现，零星地发生在冲压加工中产生裂纹而无法成形为预定形状的情况，有时不能表现出由断裂伸长率期待的程度的胀形成形性。可见，对于专利文献3中记载的铁素体系不锈钢板而言，虽然拉伸试验中的断裂伸长率高，但并不能充分表现出冲压成形中所要求的胀形成形性，不能说得到了本发明作为课题的充分的成形性。
如上所述，尚未确立生产具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱性优良的SUS430系不锈钢板的技术。
现有技术文献
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)
专利文献3：日本特公昭47-1878号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于解决上述问题并提供具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
需要说明的是，在本发明中，充分的耐腐蚀性是指：在对将表面利用#600砂纸进行研磨抛光后对端面部进行了密封的钢板进行8个循环的JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验(以(盐水喷雾(35℃、5质量％NaCl、喷雾2小时)→干燥(60℃、相对湿度40％、4小时)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2小时))作为1个循环的试验)时的钢板表面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板总面积×100[％])为25％以下。
另外，优良的成形性是指具有优良的胀形成形性、断裂伸长率和平均r值。优良的胀形成形性是指，基于钢的成形极限图(Forming Limit Diagram、FLD)确定的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上。优良的断裂伸长率是指，依据JIS Z 2241的拉伸试验中的断裂伸长率(El)在与轧制方向成直角的方向的试验片中为28％以上。优良的平均r值是指，在依据JIS Z 2241的拉伸试验中赋予15％的应变时的通过下述(1)式算出的平均兰克福特值(以下称为平均r值)为0.75以上。
平均r值＝(rL+2×rD+rC)/4(1)
在此，rL为在与轧制方向平行的方向上进行拉伸试验时的r值，rD为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为在与轧制方向成直角的方向上进行拉伸试验时的r值。
此外，优良的耐起皱特性是指通过以下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，使用#600的砂纸对裁取的试验片的表面进行研磨，然后赋予20％的拉伸应变。接着，在试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上，利用表面粗糙度计测定JIS B0601(2001年)中规定的算术平均波纹度(Wa)。测定条件为测定长度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
为了解决问题而进行了研究。结果得到了以下的见解。对于适当的成分的铁素体系不锈钢板，在热轧后、进行冷轧之前，在铁素体相与奥氏体相的两相区的优选温度范围内进行退火(以下称为热轧板退火)，进而，将冷轧后的钢板在形成铁素体单相区的温度下进行退火(以下称为冷轧板退火)，由此，虽为铁素体单相组织，但形成晶粒内的碳氮化物多的铁素体晶粒与晶粒内的碳氮化物少的铁素体晶粒的混合晶粒组织。结果发现，可以得到具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢板。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种铁素体系不锈钢板，其以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.55～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.1～1.0％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，断裂伸长率为28％以上，平均r值为0.75以上，并且基于FLD(成形极限图)的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上。
[2]如上述[1]所述的铁素体系不锈钢板，其中，以质量％计还含有选自Cu：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.2％中的一种或两种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板，其中，以质量％计还含有选自Mg：0.0002～0.0050％、Ca：0.0002～0.0020％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。
[4]一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其为上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对钢坯实施热轧后，进行在900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的退火，接着实施冷轧，然后，进行在800～900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的退火。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。
发明效果
根据本发明，可以得到具有充分的耐腐蚀性且成形性和耐起皱性优良的铁素体系不锈钢板。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
对于本发明的铁素体系不锈钢板而言，目的在于通过冲压加工用于建材部件、家电产品的部件、厨房器具或汽车部件等各种用途中。为了应用于这些用途，要求充分的成形性。
但是，现状是尚未充分确立同时满足充分的耐腐蚀性与优良的成形性和优良的耐起皱特性的SUS430系铁素体系不锈钢的制造技术。
因此，本发明人进行了使用成分、制造方法不同的各种铁素体系不锈钢板(也包含相当于专利文献1～3的不锈钢)来假定换气罩的胀形成形试验。结果明确了：即使是断裂伸长率高的钢板，与断裂伸长率低的钢板相比，胀形成形性有时也较差，胀形成形性的优劣未必是由断裂伸长率的大小来决定。因此，对于上述胀形成形试验中使用的钢板，制作FLD(成形极限图)对胀形成形性详细地进行了评价，结果明确了：为了在上述假定换气罩的胀形成形中得到良好的成形性，基于FLD的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上、优选为0.18以上的胀形成形性是必要的。
接着，本发明人对产生通过现有技术得到的铁素体系不锈钢板的胀形成形性的优劣与断裂伸长率的大小不对应的情况的原因进行了调查。结果查明，在使用箱式退火或连续退火的现有技术的情况下，冷轧退火后的组织均是碳氮化物大量且均匀地分散的铁素体单相组织，这是原因。在对钢板进行加工的情况下，随着应变量的增大而在组织中生成空隙，该空隙连结，由此形成龟裂，最终导致断裂。该空隙以金属组织中的碳氮化物为起点而生成，因此，在通过现有技术得到的铁素体系不锈钢板中，由于是碳氮化物大量且均匀地分散的铁素体单相组织，因此从全部金属组织生成极其大量的空隙。即，现有技术中，容易发生因空隙的连结引起的龟裂。结果发现，即使在拉伸试验这样的单轴变形中显示出高的断裂伸长率，在被施加多轴的应力和应变的胀形成形中，也容易由于全方位地产生空隙的连结而发生断裂，有时得不到充分的胀形成形性。
因此，本发明人想到了如下技术：对于适当成分的钢板，在铁素体相与奥氏体相的两相区进行热轧板退火后，通过常规方法进行冷轧，进一步在铁素体单相温度范围内进行冷轧板退火，最终再次形成铁素体单相组织。发现：通过该技术，能够满足本发明作为目标的优良的胀形成形性、断裂伸长率、平均r值和耐起皱性全部特性。
以下，基于得到的见解详细进行说明。
通过在温度比铁素体单相温度范围更高的铁素体相与奥氏体的两相区进行热轧板退火，在热轧板退火中生成以面积率计为3～20％的奥氏体相。该奥氏体相在热轧板退火后的冷却过程中几乎全部相变为马氏体相。在对由铁素体相和马氏体相构成的两相组织进行冷轧和冷轧板退火的情况下，在冷轧板退火中马氏体相分解为铁素体相和碳氮化物。通过该组织变化，冷轧板退火后的组织变成从最初起为铁素体相的铁素体晶粒和通过马氏体相的分解生成的铁素体晶粒。即，在通过马氏体相的分解生成的铁素体相的晶界和晶粒内存在有大量的碳氮化物，金属组织整体变成由晶粒内和晶界上的碳氮化物极多的铁素体晶粒和碳氮化物少的铁素体晶粒构成的混合晶粒组织。在碳氮化物多的铁素体晶粒与碳氮化物少的铁素体晶粒之间，碳氮化物多的铁素体晶粒相对地更硬质，在金属组织中产生晶粒单元的硬度差。在对这样的钢板进行胀形成形的情况下，发现空隙主要从碳氮化物多的铁素体晶粒与碳氮化物少的铁素体晶粒的界面上的碳氮化物生成，其他部位中的空隙产生量少。即，本发明钢中，在碳氮化物多的铁素体晶粒连续存在的部位、碳氮化物少的铁素体晶粒连续存在的部位和铁素体晶粒内，空隙生成少。因此，与通过现有技术得到的铁素体系不锈钢板相比，空隙间距变长，不易发生因胀形成形时的空隙连结引起的龟裂，表现出基于FLD的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上这样的高胀形成形性。
另外，本发明人进一步进行了调查，结果发现，为了得到本发明的效果，对钢中的C含量和N含量、以及热轧板退火温度进行适当控制是重要的。即，为了在铁素体相与奥氏体相的两相区进行热轧板退火、生成3～20％的奥氏体相，需要使作为奥氏体生成元素的C和N各自最低也要含有0.005％以上。另一方面，C含量和N含量中的任意一者超过0.025％时，热轧板退火时生成的奥氏体相过度增加而超过20％。结果，通过之后的冷轧板退火生成的碳氮化物多的铁素体晶粒增加，作为加工时的空隙起点的碳氮化物多的铁素体晶粒与碳氮化物少的铁素体晶粒的界面面积增加，因此，无法表现预定的胀形成形性。因此，需要将C含量、N含量各自的上限设定为0.025％。
关于热轧板退火温度，通过在铁素体相与奥氏体相的两相区、特别是900～1100℃的范围内进行退火，能够稳定地确保预定量的奥氏体相，并且不会使冷轧板退火后的粒径过度粗大化，可以得到良好的表面品质。
此外发现，对于含有上述C含量和N含量的钢，通过作为本发明的技术特征之一的在铁素体相与奥氏体相的两相区温度下进行热轧板退火，对于断裂伸长率、平均r值和耐起皱性也可得到有益的效果。在现有技术中，在铁素体单相区温度下进行热轧板退火，但在本发明中，在成为铁素体相与奥氏体相的两相区的高温下进行热轧板退火，因此，铁素体相的再结晶和晶粒生长进一步得到促进，结晶粒径适度增大。由此，可以得到断裂伸长率的提高效果、和通过使退火织构的发达进一步被促进而带来的平均r值的提高效果。需要说明的是，断裂伸长率还基于以下的理由而提高。通过将C含量和N含量降低至本发明推荐的水平，冷轧板退火后生成的碳氮化物量减少，拉伸变形时的空隙的产生和空隙的连结被抑制。由此，也会使断裂伸长率提高。
关于耐起皱性，可以得到有益效果的理由如下所述。在热轧板退火中由铁素体相生成奥氏体相时，奥氏体相具有与退火前的铁素体相不同的晶体取向地生成。此外，热轧板退火后的金属组织成为马氏体相与铁素体相的两相组织。在之后的冷轧时，在被马氏体相夹着的铁素体相内轧制应变局部地集中，在铁素体相内形成取向差。通过在铁素体相内形成取向差，在之后的冷轧板退火中在引入有取向差的部位优先发生再结晶。结果，铁素体相的晶团被有效地破坏，可以得到以起皱高度计为2.5μm以下的优良的耐起皱特性。
综上，为了具有充分的胀形成形性、断裂伸长率、平均r值和耐起皱性全部特性，需要以下的条件。首先，钢成分为生成奥氏体相的C含量和N含量成为前提。而且，在能够生成预定量的奥氏体相的范围内使C含量、N含量降低。对于具有这种成分的钢，在铁素体相与奥氏体的两相区温度下进行热轧板退火后，进行冷轧和冷轧板退火。由此形成由碳氮化物多的铁素体晶粒和碳氮化物少的铁素体晶粒构成的铁素体单相组织是必要的。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分组成进行说明。
以下，只要没有特别说明，则％表示质量％。
C：0.005～0.025％
C具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时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，需要含有0.005％以上。但是，C量超过0.025％时，热轧板退火中的奥氏体相的生成量变得过量，在冷轧板退火后，碳氮化物多的铁素体晶粒的生成量变得过量。结果，金属组织中的空隙间距变小，在成形时容易发生因空隙连结引起的断裂，得不到充分的胀形成形性。因此，C量设定为0.005～0.025％的范围。优选为0.010～0.020％的范围。
Si：0.02～0.50％
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，需要含有0.02％以上。但是，Si量超过0.50％时，钢板发生硬质化而使热轧时的轧制负荷增大，并且最终退火后的延展性降低。因此，Si量设定为0.02～0.50％的范围。优选为0.10～0.35％的范围。进一步优选为0.10～0.20％的范围。
Mn：0.55～1.00％
Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时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，需要含有0.55％以上。但是，Mn量超过1.00％时，MnS的生成量增加，耐腐蚀性降低。因此，Mn量设定为0.55～1.00％的范围。优选为0.60～0.90％的范围。进一步优选为0.75～0.85％的范围。
P：0.04％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0.04％。优选为0.03％以下。进一步优选为0.01％以下。
S：0.01％以下
S是形成MnS等硫化物系夹杂物而存在、使得延展性和耐腐蚀性等降低的元素，特别是在含量超过0.01％的情况下，会显著地产生这些不良影响。因此，S量优选尽可能低，在本发明中，将S量的上限设定为0.01％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。
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。但是，Al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量设定为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.07％的范围。进一步优选为0.001～0.05％的范围。
Cr：15.5～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝化覆膜而提高耐腐蚀性的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr量设定为15.5％以上。但是，Cr量超过18.0％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，不能得到期望的材料特性。因此，Cr量设定为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～17.0％的范围。进一步优选为16.0～16.5％的范围。
Ni：0.1～1.0％
Ni是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况下含有是有效的。另外，Ni具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。这些效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Ni含量超过1.0％时，成形性降低，因此不优选。因此，在含有Ni的情况下，设定为0.1～1.0％。优选为0.1～0.3％的范围。
N：0.005～0.025％
N与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时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量设定为0.005％以上。但是，N量超过0.025％时，延展性显著降低，而且热轧板退火中的奥氏体相的生成量变得过量，在冷轧板退火后，碳氮化物多的铁素体晶粒的生成量变得过量。结果，金属组织中的空隙间距变小，在成形时容易发生因空隙连结引起的断裂，得不到充分的胀形成形性。因此，N量设定为0.005～0.025％的范围。优选为0.010～0.020％的范围。
余量为Fe和不可避免的杂质。
通过以上的成分组成可以得到本发明的效果，但出于进一步提高制造性或材料特性的目的，可以含有以下的元素。
选自Cu：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.2％中的一种或两种以上
Cu：0.1～1.0％
Cu是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况含有是有效的。另外，Cu具有促进奥氏体相的生成、扩大在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。这些效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Cu含量超过1.0％时，成形性有时降低，从而不优选。因此，在含有Cu的情况下，设定为0.1～1.0％。优选为0.2～0.3％的范围。
V：0.01～0.10％
V与钢中的C和N化合而使固溶C和固溶N降低。由此，提高平均r值。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的V量。但是，V量超过0.10％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0.01～0.10％的范围。优选为0.02～0.08％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，具有如下效果：在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，使得母相中的固溶C和固溶N降低，提高冷轧板退火后的加工性。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。但是，Ti量超过0.05％时或Nb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量优选为0.003～0.03％的范围。进一步优选为0.005～0.015％的范围。Nb量优选为0.003～0.03％的范围。进一步优选为0.005～0.015％的范围。
Mo：0.1～0.5％
Mo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。该效果在含有0.1％以上时变得显著。但是，Mo量超过0.5％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到期望的材料特性，从而不优选。因此，在含有Mo的情况下，设定为0.1～0.5％。优选为0.2～0.3％的范围。
Co：0.01～0.2％
Co是使韧性提高的元素。该效果通过含有0.01％以上而得到。另一方面，含量超过0.2％时，使成形性降低。因此，含有Co时的含量设定为0.01～0.2％的范围。
选自Mg：0.0002～0.0050％、Ca：0.0002～0.0020％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上
Mg：0.0002～0.0050％
Mg是具有提高热加工性的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Mg量超过0.0050％时，表面品质降低。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。
Ca：0.0002～0.0020％
Ca是对于防止在连铸时容易产生的夹杂物的晶析所引起的喷嘴的闭塞而言有效的成分。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Ca量超过0.0020％时，生成CaS而使耐腐蚀性降低。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。
B：0.0002～0.0050％
B是对于防止低温二次加工脆化而言有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，B量超过0.0050％时，热加工性降低。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，特别是具有抑制焊接部的氧化覆膜的形成而提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果，需要含有0.01％以上。但是，含有超过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，过度的含有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。优选为0.01～0.05％的范围。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。本发明的铁素体系不锈钢板可以通过如下方法得到：对具有上述成分组成的钢坯实施热轧后，进行在900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火，接着，实施冷轧后，进行在800～900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火。
首先，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(钢坯)。将该钢坯在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。
接着，进行热轧。在卷取中，优选将卷取温度设定为500℃以上且850℃以下。低于500℃时，在卷取后的热轧板组织中生成马氏体相，之后的热轧板退火中的再结晶和晶粒生长延迟。由此，热轧板退火组织中的微细晶粒增加，该微细晶粒在冷轧板退火组织中也残留，因此，冷轧板退火后的延展性有时降低，因此不优选。在超过850℃的温度下卷取时，粒径变大，有时在冲压加工时产生粗糙。因此，卷取温度优选为500～850℃的范围。
在900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火
然后，进行在成为铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火。
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。热轧板退火温度低于900℃时，不会发生充分的再结晶，而且成为铁素体单相区，因此，有时得不到通过两相温度范围内的退火表现的本发明效果。另一方面，退火温度超过1100℃时，奥氏体相的生成量显著降低，有时得不到预定的耐起皱性。退火时间少于5秒时，即使在预定的温度下退火，也不会充分发生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此，有时得不到期望的成形性。另一方面，退火时间超过15分钟时，会助长C向奥氏体相中的富集，马氏体相过度硬质化。结果，在之后的冷轧中，在钢板表面产生因过度硬质的马氏体引起的表面缺陷，冷轧板退火后的表面性状有时变差。因此，热轧板退火在900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟。优选在920～1080℃的温度范围内保持15秒～5分钟。进一步优选在940～1040℃的温度范围内保持30秒～3分钟。
接着，根据需要实施酸洗，进行冷轧。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。为了进一步提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。
在800～900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火
接着，进行冷轧板退火。冷轧板退火是用于使热轧板退火中形成的铁素体相与氏体相的两相组织形成为铁素体单相组织的重要工序。冷轧板退火温度低于800℃时，不会充分发生再结晶，无法得到预定的成形性。另一方面，冷轧板退火温度超过900℃时，对于超过900℃的温度为铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的钢成分而言，在冷轧板退火后生成马氏体相，因此，钢板硬质化，无法得到预定的断裂伸长率和胀形成形性。另外，即使是超过900℃的温度为铁素体单相温度范围的钢成分，也会由于晶粒的显著粗大化而使钢板的光泽度降低，因此，从表面品质的观点考虑是不优选的。退火时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分发生铁素体相的再结晶，因此，无法得到预定的成形性。退火时间超过5分钟时，晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此，从表面品质的观点考虑是不优选的。因此，冷轧板退火设定为在800～900℃的温度范围内保持5秒～5分钟。优选在850℃～900℃的温度范围内保持15秒～3分钟。为了进一步追求光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。
进一步根据需要实施酸洗而制成产品。
实施例1
以下，通过实施例对本发明详细地进行说明。
将具有表1所示的化学组成的不锈钢利用50kg小型真空熔化炉进行熔炼。将这些钢块在1150℃下加热1小时后，实施热轧而制成板厚3.5mm的热轧板。接着，对这些热轧板在表2记载的条件下实施热轧板退火，然后，对表面进行基于喷丸处理和酸洗的脱氧化皮。进一步冷轧至板厚0.8mm，然后，在表2记载的条件下进行冷轧板退火。进而，进行基于酸洗的脱氧化皮处理，得到冷轧酸洗退火板(铁素体系不锈钢板)。
对这样得到的冷轧酸洗退火板(铁素体系不锈钢板)进行以下的评价。
(1)胀形成形性的评价
将以使评分间距为1mm的方式在冷轧酸洗退火板的表面上标记了直径5mm的网格圆(Scribed Circle)的板作为试验片，以与轧制方向平行的方向、与轧制方向成45°的方向和与轧制方向成直角的方向分别作为最大对数应变方向，通过中岛法制作FLD(成形极限图)。由得到的FLD求出成形极限的最大对数应变的最小值，将最大对数应变的最小值为0.15以上的情况设定为合格(○)，将最大对数应变的最小值为0.18以上的情况设定为特优良的合格(◎)，将最大对数应变的最小值小于0.15的情况设定为不合格(×)。
(2)延展性的评价
从冷轧酸洗退火板(铁素体系不锈钢板)上，与轧制方向成直角地裁取JIS 13B号拉伸试验片，依据JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将断裂伸长率为28％以上的情况设定为合格(○)，将断裂伸长率为30％以上的情况设定为特优良的合格(◎)，将断裂伸长率小于28％的情况设定为不合格(×)。
(3)平均r值的评价
从冷轧酸洗退火板(铁素体系不锈钢板)上沿与轧制方向平行的方向(L方向)、与轧制方向成45°的方向(D方向)和与轧制方向成直角的方向(C方向)裁取JIS 13B号拉伸试验片，进行依据JIS Z2411的拉伸试验，直至应变15％为止中断，测定各方向的r值，算出平均r值(＝(rL+2rD+rC)/4)。在此，rL、rD、rC分别为L方向、D方向和C方向的r值。将平均r值为0.75以上设定为合格(○)，将平均r值小于0.75设定为不合格(×)。
(4)耐起皱特性的评价
从冷轧酸洗退火板(铁素体系不锈钢板)与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片，将其表面使用#600的砂纸进行研磨，然后赋予20％的拉伸应变，在该试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上使用表面粗糙度计，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)。将算术平均波纹度(Wa)为2.5μm以下的情况设定为合格(○)，将算术平均波纹度(Wa)大于2.5μm的情况设定为不合格(×)。
(5)耐腐蚀性的评价
从冷轧酸洗退火板裁取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 H8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(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％)作为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，通过图像解析测定试验片表面的生锈面积，由与试验片总面积的比率算出生锈率((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％且为25％以下设定为合格(○)，将生锈率大于25％设定为不合格(×)。
将评价结果与热轧板退火条件和冷轧板退火条件一并示于表2中。
[表2]
注：下划线表示在本发明范围外。
对于钢成分满足本发明的范围的No.1～32(钢S1～S24)而言，断裂伸长率为28％以上，平均r值为0.75以上，起皱高度为2.5μm以下，关于耐腐蚀性，实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面的生锈率均为25％以下，并且，作为胀形成形性的评价，基于FLD的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上，确认到优良的成形性和耐腐蚀性和耐起皱特性。
特别是，对于含有17.80％的Cr的No.10(钢No.S10)、含有0.4％的Ni的No.17(钢No.S17)、含有0.4％的Cu的No.18(钢No.S18)和含有0.3％的Mo的No.19(钢No.S19)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Cr含量低于本发明的范围的No.38(钢No.S30)而言，虽然得到了预定的成形性和耐起皱特性，但由于Cr含量不足而没有得到预定的耐腐蚀性。
对于Cr含量高于本发明的范围的No.39(钢No.S31)而言，得到了充分的耐腐蚀性，但过量含有Cr，因此，在热轧板退火时未生成奥氏体相，无法得到预定的耐起皱特性。此外，无法得到通过在两相温度范围内进行热轧板退火得到的由晶粒内碳氮化物多的铁素体晶粒和晶粒内碳氮化物少的铁素体晶粒构成的冷轧板退火组织，未得到预定的胀形成形性。
对于C含量低于本发明的范围的No.33(钢No.S25)而言，得到了预定的断裂伸长率和平均r值，但奥氏体生成能力不足，因此，在热轧板退火中未生成奥氏体相，无法得到预定的耐起皱特性和胀形成形性。与此相对，对于C含量高于本发明的范围的No.34(钢No.S26)而言，得到了预定的耐起皱特性和胀形成形性，但钢板发生了硬质化，因此，伸长率降低，未得到预定的断裂伸长率。
Si含量高于本发明的范围的No.27(钢No.S27)因过度的Si含有而钢板发生硬质化，无法得到预定的断裂伸长率。
对于Mn含量低于本发明的范围的No.36(钢No.S28)而言，得到了预定的断裂伸长率和平均r值，但奥氏体生成能力不足，因此，在热轧板退火中未生成奥氏体相，无法得到预定的耐起皱特性和胀形成形性。与此相对，对于Mn含量高于本发明的范围的No.37(钢No.S29)而言，在组织中生成了大量的MnS，因此，未得到预定的耐腐蚀性。
对于N含量低于本发明的范围的No.40(钢No.S32)而言，得到了预定的断裂伸长率和平均r值，但奥氏体生成能力不足，因此，在热轧板退火中未生成奥氏体相，无法得到预定的耐起皱特性和胀形成形性。与此相对，对于N含量高于本发明的范围的No.41(钢No.S33)而言，得到了预定的耐起皱特性和胀形成形性，但钢板发生了硬质化，因此，未得到预定的断裂伸长率。此外，由于在组织中析出大量的Cr氮化物而发生敏化，未得到预定的耐腐蚀性。
对于No.42～47而言，使用虽然得到了预定的成形性和耐起皱特性、但由于Cr含量不足而未得到预定的耐腐蚀性的钢S30，对热轧板退火和冷轧板退火的条件给成形性和耐起皱特性带来的影响进行了研究。对于热轧板退火温度低于本发明的No.42而言，热轧板退火温度成为铁素体单相区，因此，未生成奥氏体相，未得到预定的耐起皱性和胀形成形性，而且，由于未发生充分的再结晶，也未得到预定的断裂伸长率和平均r值。对于热轧板退火温度高于本发明的范围的No.43而言，奥氏体相的生成量降低，因此，未得到预定的耐起皱特性。对于热轧板退火的时间低于本发明的范围的No.44而言，未充分生成奥氏体相，而且再结晶不充分，因此，未得到预定的断裂伸长率、平均r值和胀形成形性。对于冷轧板退火温度或冷轧板退火时间低于本发明的范围的No.45和No.47而言，热轧板退火中生成的马氏体相残留，并且未发生充分的再结晶，因此，未得到预定的断裂伸长率和胀形成形性。对于冷轧板退火温度高于本发明的范围的No.46而言，冷轧板退火温度成为铁素体相与奥氏体相的两相区，生成了马氏体相，因此，钢板发生硬质化，未得到预定的断裂伸长率和胀形成形性。
产业上的可利用性
通过本发明得到的铁素体系不锈钢板特别适合于要求以胀形成形为主体的冲压成形品的用途、例如厨房器具、餐具中。

Claims (4)

1.一种铁素体系不锈钢板，其以质量％计含有C：0.005～0.025％、Si：0.02～0.50％、Mn：0.55～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.10％、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.1～1.0％、N：0.005～0.025％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
断裂伸长率为28％以上，平均r值为0.75以上，并且基于FLD(成形极限图)的成形极限的最大对数应变的最小值为0.15以上。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其中，以质量％计还含有选自Cu：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Ti：0.001～0.05％、Nb：0.001～0.05％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.2％中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其中，以质量％计还含有选自Mg：0.0002～0.0050％、Ca：0.0002～0.0020％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。
4.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其为权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对钢坯实施热轧后，进行在900～1100℃的温度范围内保持5秒～15分钟的退火，接着实施冷轧，然后，进行在800～900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的退火。
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