CN107923020B - 亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板及其制造方法 - Google Patents

亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

提供兼备高强度、高延展性的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板及其制造方法。一种亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板，以质量％含有C：0.05～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：2％以下、Cr：16～18％、Ni：4～11％、Mo：2.5％～3.5％，其余为Fe以及不可避免的杂质，包括α′相和γ相的两相组织，γ相包括γT相和γR相，γT相和γR相合计为15～50体积％，由下述式(2)定义的γT相面积比(＝100×(观察面积整体中γT相的合计面积所占的比例))为1％以上、20％以下，具有满足0.2％耐力(YS)为1400N/mm2～1900N/mm2、“YS×EL值”(YS·EL)的值至少为21000～48000的特性。

Description

亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板及其制造方法
技术领域
该发明涉及一种强度和延展性的平衡良好的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板及其制造方法。
背景技术
对于以智能手机、笔记本电脑以及相机等为代表的精密设备的功能性部件、汽车以及航空器等高耐久性骨架结构部件，要求满足对加工性以及尺寸精度的要求的同时，还实现由于高强度化而带来薄壁轻量化。进一步，通过设备的小型轻量化，部件驱动时的负荷变大，因此要求能够承受严酷使用的强度以及反复疲劳强度等的良好的耐久性。
尤其在汽车用骨架结构部件中，一直以来，大力进行与高强度和高延展性化相关的开发。例如，开发了添加了超过20质量％的Mn以及Ni的、具有现有的TRIP(Transformation Induced Plasticity，相变诱导塑性)钢级别的强度-延展性平衡的γ-SUS以及TWIP(Twinning Induced Plasticity，孪生诱导塑性)钢。但是，这些高强度和高延展性钢不仅成分成本增加，而且难以进行用于制造钢带和钢板的冷轧。另外，在许多常规钢中，由于不含有Cr，耐腐蚀性不充分，需要进行防锈处理。
当前，在被认可的低合金TRIP型复合组织钢中，得到了TS：980MPa-EL：30％、TS：l180MPa-EL：25％左右(参照非专利文献1)。但是，即便是这种钢，得到的性能也不足。具有作为结构材料而要求的屈服强度(YP)≥1400MPa、且具有高延展性的钢带和钢板尚未被实用化。
例如，在专利文献1(日本专利特开第2002-173742号公报)中记载有如下内容：为了改善形状平坦性，在固溶化处理不锈钢钢带之后，以冷轧来生成形变诱导马氏体相(α″相)，接着在500℃～700℃下加热以使得在α′相中生成3体积％以上的γT相(逆相变奥氏体相)的逆相变处理，由此制造维氏硬度为400以上的形状平坦性良好的高强度奥氏体不锈钢钢带。
但是，γT相的量的温度依赖性高，虽然还依赖于化学成分，但在500℃以上的温度下进行逆相变处理时，γT相的量大概超过60％，难以得到1400N/mm2以上的强度。另外，在逆相变处理中，在短时间(例如，1～5分钟)的保持中延展性得到一定程度的改善，但在比这个长的时间的(例如，5～15分钟左右)保持中，延展性反而急剧下降。如此，逆相变处理是非常不稳定的处理，难以制造具有稳定的机械特性的钢带或钢板。进一步，由于不进行Cr-C以及Mo-C等碳化物析出，因此0.2％耐力的上升也很少。如此，在专利文献1的制造方法中，实质上不能实现钢的高强度和高延展性。
专利文献2：日本专利特开昭第54-120223号公报中公开了一种具有与本发明涉及的不锈钢钢带或钢板类似的成分系列的不锈钢钢板，其进行固溶化处理、20～80％的冷轧、400℃下的低温退火。但是，在专利文献2中，为了提高耐腐蚀性，作为有效的成分添加了2.0％以下的Mo(在说明书中，只有实施例9的1.15％)，但没有将Mo作为低温热处理中的析出强化成分添加。而且，如此少的Mo添加量难以发挥“低温热处理中的析出强化功能”。
专利文献3：日本专利特开第2012-201924号公报中公开了对不锈钢钢板进行700-1100℃下的退火、10％以上的冷轧、300℃下的时效处理的内容。但是，该不锈钢钢板不含有Mo，不能发挥通过添加Mo而产生的“低温热处理中的析出强化功能”。
另外，非专利文献2的对象钢以300℃～500℃范围内的拉伸强度(TS)与延伸率(EL)的平衡为指标，拉伸强度(TS)上升至1750N/mm2左右，但0.2％耐力仅仅是1250N/mm2左右而已。进一步，非专利文献2的对象钢是以γ相为母相的Fe-Cr-C系钢，能够从本发明所属的亚稳定奥氏体不锈钢的范畴中排除。
作为含有12质量％以上的Cr的通用的不锈钢，使用以SUS304为代表的亚稳定奥氏体不锈钢、以及SUS301等。SUS301为，在特别要求强度的情况下、能够减少Ni含量并通过冷加工来从奥氏体(γ相)向马氏体(α′相)形变诱导相变的钢。这些不锈钢在关注强度以及加工性等各自的特性时具有优点，但在要得到超过1400N/mm2的0.2％耐力(YS)的情况下，延伸率(EL)变为10％以下，YS-EL平衡(以YS×EL指标化的值)仅仅是14000左右而已。因此，作为小型复杂化的部件用途的材料，不但不具有充分的强度与延展性的平衡，而且作为部件的可靠性也不充分。
存在SUS631析出硬化型不锈钢，其是部件成形之后为了高强度化，通过向以SUS301的化学成分为基体添加1％左右的Al、利用Ni3Al的析出强化的钢种。在该钢种中，由于在成形加工之后需要析出硬化热处理，因此不仅二次加工制造商的成本增加，而且存在由于热处理导致的成形部件的变形以及尺寸偏差的问题。另外，由于通过析出硬化而部件自身的延展性降低，因此部件自身的韧性降低。以此为背景，用户要求在成形之后不需要后处理(成为尺寸变化的原因的热处理等)，并且强度与延展性的平衡良好的材料。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开第2002-173742号公报；
专利文献2：日本专利特开昭第54-120223号公报；
专利文献3：日本专利特开第2012-201924号公报。
非专利文献
非专利文献1：“铁和钢”Vol.100(2014)No.1,P.82-93
非专利文献2：Nanoscale austenite reversion through partitioning,segregation and kinetic freezing:Example of a ductile 2GPa Fe-Cr-C steelL.Yuan et al.l Acia Malerialia 60(2012),p.2790-2804。
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明者们关注通过形变诱导相变而生成的α′相的潜能(potential)，将亚稳定奥氏体不锈钢的0.2％耐力(YS)提高到1400N/mm2左右。
现有的亚稳定奥氏体不锈钢能够通过冷加工的形变诱导相变和时效析出强化，能够同时实现加工前的延展性和加工后的强度，但另一方面，时效析出强化的成本和尺寸变化等成为问题。尤其在要求高精度的尺寸的电子部件以及精密部件中，成形后的尺寸变化对最终产品的性能带来大的影响，因此后工序的热处理中需要高度的技巧。
于是，本发明者们发现了如下内容：在通过1～80％的冷加工来将该不锈钢的金属组织相变到α′相之后，实施250～480℃的低温热处理，由此将α′相中积累的应变能作为驱动力，使过饱和固溶体碳扩散浓化到以体积率为数％的γ相中，可以该γ相为核，将相邻的α′相逆相变为γT相。另外，发现了如下内容：通过所述热处理而使Cr、Mo的碳化物微细析出到α′相中，因此在与强度进一步的上升的同时，分散到γT相而产生的形变诱导相变(TRIP)效果，由此能够实现1400N/mm2以上的0.2％耐力(YS)和15％以上的延伸率(EL)。进一步，在本发明范围之中的合适条件下，能够同时实现1550N/mm2以上的0.2％耐力(YS)和23％以上的延伸率(EL)，并实现了由下式(1)得到的“YS-EL平衡”值超过35000的特性。
“YS-EL平衡”＝YS×EL…(1)
α′相表示形变诱导马氏体相。
γR相表示剩余奥氏体相。
γT相表示逆相变奥氏体相。
本发明的目的在于，提供一种兼备高强度、高延展性、高耐腐蚀性的全部的钢带或钢板及其制造方法。
用于解决技术问题的手段
本发明涉及的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板，其特征在于，以质量％含有C：0.05～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：2％以下、Cr：16～18％、Ni：4～11％、Mo：2.5％～3.5％、Cu：0.4％～1.0％，其余为Fe以及不可避免的杂质，包括α′相和γ相的两相组织，γ相包括γT相和γR相，γT相和γR相合计为15～50体积％，由下述式(2)定义的γT相面积比为1％以上、20％以下，且所述亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板具有满足0.2％耐力(YS)为1400N/mm2～1900N/mm2、由式(1)得到的“YS-EL平衡”的值至少为21000～48000的特性。
本发明涉及的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板的制造方法包括：对该组成的不锈钢钢带或钢板实施冷加工，从奥氏体相(γ相)形成形变诱导马氏体相(α′相)的工序；以及在250℃～480℃的范围内对形成了形变诱导马氏体相(α′相)的不锈钢钢带或钢板实施低温热处理，并从所述形变诱导马氏体相形成工序中形成的马氏体相(α′相)生长奥氏体相(γT相)的工序。
“YS-EL平衡”＝YS×EL…(1)
γT相面积比(％)＝100×(观察面积整体中γT相的合计面积所占比例)…(2)
α′相表示形变诱导马氏体相，γ相表示组合了γT相和γR相的相，γT相表示每一个粒子的面积为5μm2以上20μm2以下的逆相变奥氏体相，γR相表示γT相以外的奥氏体相，YS表示0.2％耐力，EL表示延伸率。
含有这些相的组织兼备超过1400N/mm2的0.2％耐力(YS)和超过15％的延伸率(EL)这两个特性。本发明者们推测前者是通过α′相而得到，其中α′相由Cr和/或Mo的碳化物析出而硬化而得，后者通过分散在α′相中的γT相的TRIP效果而得到。
以下，对本发明涉及的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板进行说明。
(关于组成)
本发明涉及的不锈钢钢带或钢板是以质量％含有C：0.05～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：2％以下、Cr：16～18％、Ni：4～11％、Mo：2.5％～3.5％、Cu：0.4％～1.0％的亚稳定奥氏体不锈钢。
关于碳(C)，为了对冷轧时的形变诱导相变和相变后的α′相赋予所需的强度，添加0.05％以上的碳。但是，当添加超过0.15％的碳时，奥氏体相稳定化，因此难以发现冷轧时的形变诱导相变，并且由于会使冲孔等二次加工性劣化，因此碳的上限为0.15％以下。
Si是作为去氧剂而在制钢中重要的元素，因此添加0.05％以上。但是，当添加超过1％的Si时，会使轧制性能以及韧性降低，因此上限为1％。
Mn是与Ni一起使奥氏体相稳定化的元素，当添加多量时，在通常的冷轧中不能得到具有50％以上的形变诱导α′相的组织。因此，在本发明中，将Mn的上限限定为2％。对Mn的下限，没有特别的限制，但作为热轧时的热裂纹对策，优选为0.1％。
关于Cr，为了附以作为不锈钢的耐腐蚀性，添加16％以上。但是，当添加的量超过18％时，奥氏体相稳定化，因此在通常的冷轧工序中，不能出现充分的量的形变诱导相变α′相。因此，在本发明中，将Cr的上限限定为18％。
Ni是奥氏体稳定化元素，为了将冷轧前的组织维持在亚稳定奥氏体状态，需要添加预定量。在本发明中，作为为了在固溶化处理之后形成亚稳定奥氏体相的下限，添加4％以上的Ni。但是，当添加超过11％的Ni时奥氏体相变得稳定，因此不能得到包含通常的冷轧后的体积率50％以上的形变诱导相变α′相的组织。因此，将Ni的上限限定为11％。
Mo是本发明中重要的元素。已知Mo是为了提高不锈钢的耐点蚀性而有效的元素，在本发明中，也是低温热处理中重要的析出强化元素。在本发明中，作为可以得到通过Mo碳化物对α′相的析出强化的下限值，限定为2.5％以上，另外，当Mo添加量变多时，不仅析出强化能饱和，而且对合金成本不利，因此作为Mo的上限值，限定了3.5％。
另外，为了析出强化，可以从Ti以及Al等元素中选择一种或两种以上而添加。虽然它们各自的元素添加量也依赖于与其他元素的平衡，但它们各自的元素添加量大致0.1％～3.5％是合适的。另外，为了提高形变诱导相变后的α′相的耐腐蚀性，优选以质量％添加Cu：0.4～1.0％。Cu少于0.4％时，确认不到突出的提高耐腐蚀性的效果，反过来，当Cu超过1.0％时，容易发生热轧时的热裂纹等制造工序上的问题。
在本发明的钢带或钢板中，作为不可避的杂质而含有P、N、S、O等，对其杂质含量而言，由于只要是通常的制造工序中含有的程度，就不会阻碍本发明的目的，因此被允许。
(关于金属组织)
本发明涉及的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板包括α′相和γ相的两相组织，γ相包括γT相和γR相，γT相和γR相的合计为15～50体积％(α′相为50～85体积％)，式(2)中定义的γT相面积比(＝100×(观察面积整体中γT相的合计面积所占的比例))为1％以上、20％以下。
这里，当γT相和γR相的合计少于15体积％(α′相超过85体积％)时，γ相不足，TRIP效果消失，延伸率降低。
相反，当γT相和γR相的合计超过50体积％(α′相少于50体积％)时，γ相过剩，TRIP效果消失，延伸率降低。
当γT相面积比小于1％时，γ相不足，TRIP效果消失，延伸率降低。
当γT相面积比超过50％时，γ相过剩，TRIP效果消失，强度降低。
(关于特性)
具有这样的组成和金属组织的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板能够具有如下特性：满足0.2％耐力(YS)为1400N/mm2～1900N/mm2、优选为1550N/mm2～1900N/mm2，“YS-EL平衡”(＝YS×EL)的值至少为21000～48000、优选为35000～48000。
(关于制造方法)
对所述组成的不锈钢钢带或钢板实施冷加工，在从奥氏体相(γ相)形成了形变诱导马氏体相(α′相)之后，在250℃～480℃的范围内对不锈钢钢带或钢板实施低温热处理，从所述形变诱导马氏体相形成工序中形成的马氏体相(α′相)生长奥氏体相(γT相)，由此能够得到具有上述的金属组织和特性的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板。
本发明者推测本发明涉及的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板具有上述特性是由于以下的原理。即，通过在这样的金属组织的状态下实施低温热处理，将在冷加工时从γ相形变诱导相变成的α′相中所积累的应变能作为驱动力，α′相中的过饱和固溶体C向作为逆相变的核的微细的γR相扩散和浓化，由此进行γ相的生长。通过进一步在预定的温度下保持，来进行α′相的析出硬化现象。通过以各种参数来控制这些现象，能够同时实现α′相所具有的强度和γ相的形变诱导相变所引起的高延展性化。即，能够形成满足式(1)的“YS-EL平衡”的值为21000以上的特性。
而且，在冷加工后的α′相的比率低于50％的情况下，积累到α′相中的应变能低，因此不会发生碳从α′相向γ相的扩散和浓化。因此，冷加工率低，α′相中的位错密度低，因此强度与延伸率的平衡、即“YS-EL平衡”的值不会超过现有材料的值。
“YS-EL平衡”＝YS×EL…(1)
(关于体积率)
使用电子背散射衍法(EBSD)进行了本发明中的马氏体相(α′相)和奥氏体相(γ相)的评价。在EBSD中，在观察面积内包含的结晶粒子的数量至少为1000个以上的情况下，对与钢材的轧制方向垂直的面(所谓的RD面)观察了0.05mm×0.05mm以上的面积。将通过将方位差5°以上定义为晶界的情况下的Phase的测定结果而计算出的面积率换算成体积率。关于体积％，也相同。
(特性)
具有本发明涉及的组成和金属组织的不锈钢钢带或钢板的特征在于，0.2％耐力(YS)为1400N/mm2以上、且延伸率(EL)为15％以上。通过满足这些，“YS-EL平衡”的值为至少21000以上。另外，在本发明范围之中的优选条件下，使1550N/mm2以上的0.2％耐力(YS)和23％以上的延伸率(EL)同时实现，并能够实现YS-EL平衡值超过35000的特性。这些是兼备现有的不锈钢钢带或钢板中不能得到的良好的强度和延展性的特性。
(制造方法)
关于用于得到上述的本发明涉及的金属组织和特性的制造方法的一个例子，与以往进行的常规的不锈钢钢带的制造方法对比地进行如下的说明。
首先，对以往进行的常规的不锈钢钢带或钢板的制造方法进行简单的说明，接着，对本发明涉及的不锈钢钢带或钢板的制造方法的一个例子进行说明。
析出强化型的亚稳定奥氏体不锈钢钢带(例如，SUS631(17-7PH))的现有的制造方法，是在将由常规的手段得到的平整处理后的不锈钢钢带按照常规方法(例如，压下率85％)轧制之后，进行固溶化热处理。该固溶化热处理为例如在1100℃下固溶化处理钢带之后、进行水冷的处理。接着，进行马氏体相变处理。具体而言，例如，以压下率60％轧制钢带。此后，为了利用金属间化合物的析出强化，例如在475℃下进行析出硬化处理。通过这样的处理，来得到0.2％耐力(YS)为1400N/mm2左右的不锈钢钢带，但延伸率(EL)是1～10％左右的低的值。这是因为这些处理不是为了逆相变。进一步，当在析出硬化处理温度以上、例如在500℃以上的温度下进行逆相变处理时，可以期待延伸率(EL)增加，但0.2％耐力(YS)反而降低。这是因为在这样的处理中，不仅促进逆相变，还促进析出的金属间化合物向母相的固溶。因此，不能利用这样的处理而得到1400N/mm2以上的0.2％耐力(YS)。
以下，对用于得到本发明涉及的不锈钢钢带或钢板的制造方法的优选的一个例子，进行说明。
第1工序：在该第1工序中，对通过常规的手段来得到的具有本发明的组成的不锈钢钢带(例如SUS631(17-7PH))进行冷轧。该冷轧目的是通过形变诱导相变来提高α′相的比率。因此，虽然加工率根据钢带的组成、板厚等而不同，但将加工率设为20％～90％的范围、优选设为30％以上的加工率。
第2工序：接着，对该轧制后的不锈钢钢带实施固溶化热处理。该热处理的目的是将通过冷加工而形变诱导相变后的α′相逆相变为γT相、将α′相中过饱和存在的碳均匀地分散到γ相中、并且将接着进行的马氏体相变处理中的金属组织均匀化。固溶化的热处理温度虽然根据不锈钢钢带的组成等而不同，但例如在900℃～1150℃的范围内优选为1000℃以上。接着，进行加热后急冷(例如，水冷)。
第3工序：接着，进行马氏体相变处理。该处理中的压下率(加工率)根据要求的特性、钢带的组成、板厚等而不同，但相对于加工前的钢材或者钢带，压下率为0％～60％的范围、优选为5％～40％的范围。
当压下率超过60％时，作为逆相变的核的γ相不足，不能通过此后的逆相变处理来得到本发明范围的组织。
第4工序：在第3工序中，在250℃～480℃的范围内、优选在300℃～450℃的范围内，对进行了符合要求的特性的马氏体相变处理的钢带或钢板实施低温热处理。在低于250℃的热处理温度中，α′相中的过饱和固溶体碳的扩散和浓化不充分地发生，γ相不生长，因此不能期待强度延展性平衡的提高。另外，在超过480℃的温度下接近固溶化开始温度，因此α′相中的过饱和固溶碳的扩散被促进，稳定的γ相过度生长从而前述的TRIP效果不会发生，其结果为，与发生延展性降低的同时，强度也降低。与此相对，经过这些第1～第4的工序的钢带或钢板，由于α′相和γ相的比率改变，强度(YS)和延伸率(EL)的平衡得到改善，并能够得到本发明的特性。
另外，关于PH不锈钢，当为了金属间化合物的析出，在通常利用的析出硬化温度(例如，500℃)附近实施逆相变热处理时，金属间化合物析出。由此强度(YS)上升，但延展性(EL)明显降低。因此，对于金属间化合物析出的PH不锈钢等，即使处于本发明的处理条件范围内，也与前面叙述的PH不锈钢以外的亚稳定奥氏体不锈钢相比，以更低的温度(例如，250℃～300℃)进行热处理。发现了：通过利用这样的低温热处理引起的γT相的增加和碳化物析出，能够同时实现高强度和高延展性。
进一步，发现了如下内容：在成形加工成目标形状之后在通常实施的温度(例如，500℃)下实施析出硬化热处理的情况下，通过促进溶质原子的扩散来加速金属间化合物的析出，期待进一步的强度增加。
鉴于上述情况，本发明者们作为强度和延展性的平衡良好的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板，关注了以上述的SUS631为代表的PH不锈钢。
通过满足第1工序至第4工序的条件，能够制造具有YS-EL平衡的值至少超过21000的特性的亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板。
根据本发明的制造方法，能够在不明显脱离通常实施的2次加工工序的范围，且不大幅度增加制造成本和环境负荷的情况下，制造具有现有方法中不能同时实现的两个特性的不锈钢钢带或钢板。另外，第1工序和第2工序所示的制造工序根据原料的状态反而反复进行之后也可以进行第3工序所示的马氏体相变处理。
此外，上述的实施方式的不锈钢钢带或钢板的制造方法只是一个例子而已，本发明不局限于该制造方法。
发明效果
根据本发明，能够以高水平同时实现作为亚稳定奥氏体不锈钢的特征的强度、以及作为高成形性钢板的特征的延展性。
本发明的不锈钢钢带或钢板能够应用于现有的高强度材料不能实现的、结构上要求极高的强度的部件、以及能够设计更复杂形状的部件。
作为基体的亚稳定奥氏体不锈钢钢带中的Cr、Ni的含量多，与被汽车用钢板等代表的高强度高延展性材料相比，耐腐蚀性良好，因此也存在无需在加工后为了防锈而进行表面处理的情况。由此，不仅仅是强度和延展性，还能够期待应用于需要耐腐蚀性的用途。
在现有公知的亚稳定奥氏体不锈钢钢带中，随着冷轧的加工率的增加，0.2％耐力(YS)上升，但延伸率(EL)降低。由此，不仅加工性劣化，在析出硬化系材料中，加工后的热处理引起的尺寸变化也不可避免。
与此相对，在本发明的亚稳定奥氏体不锈钢钢带中，不仅能够得到超过1400N/mm2的高的0.2％耐力(YS)，同时还能够得到超过15％的延伸率(EL)。
附图说明
图1是示出下述表2记载的识别(識別)1的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图2是示出下述表2记载的识别2的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图3是示出下述表2记载的识别3的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图4是示出下述表2记载的识别4的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图5是示出下述表2记载的识别5的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图6是示出下述表2记载的识别6的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图7是示出下述表2记载的识别7的试样的金属组织图像的替代附图用的显微镜照片；
图8是示出使用下述表1记载的本发明钢种1的试样的、与低温热处理温度对应的、按照时间的YS×EL值的变化的图，此外，在图中，虚线表示低温热处理时间为15分钟的情况，实线表示60分钟的情况，点划线表示360分钟的情况；
图9是示出使用下述表1记载的本发明钢种1的试样、与低温热处理时间对应的、按照温度的YS×EL值的变化的图，此外，在图中，虚线表示低温热处理温度为300℃的情况，实线表示低温热处理温度为400℃的情况，点划线表示低温热处理温度为500℃的情况。
具体实施方式
以下，根据实施方式对本发明进行说明。但是，本发明不局限于这些实施方式。
实施例
以下，与比较例一同说明实施例。
准备实施例钢种1、以及Mo含量不同的比较例钢种2～4。表1示出其化学组成。接着，在表1的实施例钢种1中，制造了具有本发明的范围内的金属组织的钢(识别1～5的试样)以及具有本发明的范围外的金属组织的钢(识别6、7的试样)。表2示出这些钢的金属组织。另外，表3示出这些钢的制造条件。测定被制造的钢(识别1～7的试样)的硬度(HV)、拉伸强度(Ts)、0.2％耐力(YS)、延伸率(EL)，分别在表4中示出。此外，在表1～4中，在左侧附以“*”的数值表示本发明的范围外的值。
表1(组成)
Figure BDA0001427150930000131
*表示本发明的范围外的成分含量。
表2(组织)
Figure BDA0001427150930000132
※面积为5～20μm2的γ粒子群的总面积[μm2]/(观察面积402[μm2])
*表示本发明的范围外的成分含量。
表3(工序)
Figure BDA0001427150930000141
※1：冷轧的温度是常规实施的冷轧的温度范围，冷轧温度为各种材质的相变点以下的温度。
※2：热处理工序的加热时间以根据热处理设备的特性而达到预定的加热温度的时间为基准。
※3：低温热处理的加热时间被设定成以得到目标金属组织、特性为目的。
表4(特性)
识别 Ys-EL指数 Ys[N/mm<sup>2</sup>] EL[％] HV[3kgf] Ts[N/mm<sup>2</sup>]
1 23615 1423 16.6 458 1598
2 24242 1443 16.8 456 1576
3 24595 1415 18.3 470 1547
4 26455 1407 18.8 453 1545
5 31922 1432 22.3 472 1615
6 *18544.05 *1278.9 *14.5 426 1445
7 *14124.21 *1094.9 *12.9 450 1607
*示出本发明的范围外的成分含量。
如从以上的结果中可知，表4的识别1～5的试样满足超过1400N/mm2的0.2％耐力(YS)，γ相表示超过15％的延伸率(EL)。与此相对，比较例的识别6、7的试样均未能同时满足0.2％耐力(YS)和延伸率(EL)两者。图1～7示出这些识别1～7的试样的金属组织图像。
接着，准备具有表1的本发明涉及的组成的钢种1和具有本发明的范围外的组成的钢种2～4，基于表6所示的各种制造条件而制造了不锈钢钢带。表5示出其金属组织，表7示出其特性。在表5和表7中，数值的前面记载的连字符“*”是指，其数值是本发明的范围外的数值。
从这些表5～表7所示的实验结果中可知以下的内容。即，在实施例钢种中，只要低温热处理温度不超过500℃，无论热处理时间的长短，都能够得到期望的特性。但是，在低温热处理温度为500℃的情况下，当热处理时间变长时，不能得到期望的特性。另外，如果不进行低温热处理，则不能期望的特性。
另一方面，在比较例钢种中，即使在适当的温度条件下进行低温热处理，也不能得到期望的特性。
表5(组织)
识别 α′相[％] Y相[％]
钢种1-a1 78.5％ 21.5％
钢种1-a2 78.4％ 21.6％
钢种1-a3 77.7％ 22.3％
钢种1-a4 76.6％ 23.4％
钢种1-a5 70.8％ 29.2％
钢种1-a6 74.1％ 25.9％
钢种1-b1 72.1％ 27.9％
钢种1-b2 69.7％ 30.3％
钢种1-b3 61.7％ 38.3％
钢种1-b4 62.2％ 37.8％
钢种1-b5 61.6％ 38.4％
钢种1-b6 70.6％ 29.4％
钢种1-b7 63.1％ 36.9％
钢种1-c1 50.8％ 49.2％
钢种1-c2 51.6％ 48.4％
钢种1-c3 56.6％ 43.4％
钢种1-c4 55.6％ 44.4％
钢种1-c5 *49.5％ *50.5％
钢种1-c6 *49.6％ *50.4％
钢种1-00 *86.3％ *13.7％
钢种2-b6 71.7％ 28.3％
钢种3-b6 63.0％ 37.0％
钢种4-b6 87.1％ 12.9％
注1：钢种1～4中，附在连字符(-)之后的添加文字a是指低温热处理温度300℃、b是指400℃、c是指500℃。
注2：钢种1～4中，附在连字符(-)之后的添加文字1是指低温热处理时间1分钟、2是15分钟、3是30分钟、4是60分钟、5是180分钟、6是360分钟、7是780分钟。
注3：添加文字00是指没有进行低温热处理。
*表示本发明的范围外的成分含量。
表6(工序)
Figure BDA0001427150930000161
※1：冷轧的温度为通常实施的冷轧的定义范围内，加工温度以各种材质的相变点以下的温度实施。
※2：热处理工序的加热时间以为以根据热处理设备的特性而达到预定的时间以上的范围实施。
※3：低温热处理的加热温度和时间根据热处理设备的能力而自由实施以使得得到目标特性。
[表7]
表7(特性)
识别 Ys-EL指数 Ys[N/mm<sup>2</sup>] EL[％] HV[3kgf] Ts[N/mm<sup>2</sup>]
钢种1-a1 24242 1443 16.8 456 1576
钢种1-a2 23835 *1369.8 17.4 472 1532
钢种1-a3 22207 1433 15.5 472 1567
钢种1-a4 27166 1570 17.3 466 1586
钢种1-a5 25376 1484 17.1 462 1528
钢种1-a6 24595 *1344 18.3 470 1547
钢种1-b1 26455 1407 18.8 453 1545
钢种1-b2 30720 1536 20.0 467 1565
钢种1-b3 33170 1543 21.5 460 1587
钢种1-b4 31620 1508 21.1 475 1567
钢种1-b5 36787 1552 23.7 469 1582
钢种1-b6 31922 1432 22.3 472 1615
钢种1-b7 37085 1612 23.0 482 1637
钢种1-c1 36015 1446 24.9 460 1508
钢种1-c2 29903 1417 21.1 460 1510
钢种1-c3 26801 *1381.5 19.4 459 1485
钢种1-c4 27490 1417 19.4 457 1495
钢种1-c5 *20148.43 *1236.1 16.3 434 1412
钢种1-c6 *18544.05 *1278.9 *14.5 426 1445
钢种1-00 *14124.21 *1094.9 *12.9 450 1607
钢种2-b6 *20944 *1126 18.6 432 1386
钢种3-b6 *14297 *1153 *12.4 397 1355
钢种4-b6 *17109 1599 *10.7 488 1652
*表示本发明的范围外的成分含量。
图8是示出在使用实施例钢种1的试样而实施表6所示的工序时的、与低温热处理温度对应的、按照时间的YS×EL值的变化的图。
从图8中可知，在低温热处理温度超过480℃的情况下，尤其在低温热处理时间变长时，不能得到目标YS×EL值。相反，在低温热处理温度低于250℃的情况下，尤其在低温热处理时间短时，不能得到目标YS×EL值。并且，只要处于300℃～450℃的范围内，能够在实质上不依赖于低温热处理时间的长短的情况下，稳定地得到期望的YS×EL值。
图9是示出在使用实施例钢种1的试样而实施表6所示的工序时的、与低温热处理时间对应的、按照温度的YS×EL值的变化的图。
从图9中可知，在300℃下YS×EL值以22000以上的值稳定性低，在400℃下YS×EL值以29000以上的值稳定性高。与此相对，500℃下的YS×EL值随着低温热处理时间变长而在从37000至20000左右的范围内急剧下降。由此可知，在500℃以上的低温热处理温度时会产生如下不良情况：以低温热处理时间为起因产生急剧的特性降低并产生质量的不稳定。
工业应用性
本发明将以质量％、C含量为0.05～0.15％、Si含量为0.05～1％、Cr含量和Ni含量分别为16～20％和4～11％、Mo含量为2.5％～3.5％、Cu含量为0.4％～1.0％的亚稳定奥氏体不锈钢作为基体。并且，是一种不锈钢钢带或钢板，其将对该亚稳定奥氏体不锈钢进行冷加工而得到的50％以上的形变诱导马氏体相(α′相)为母相，优选包括如下金属组织：所述金属组织是进行250℃～480℃的低温热处理而得到的形变诱导α′相和γ相(γR相+γT相)的两相组织，且以所述式(2)定义的γT相面积比为1％以上、20％以下，其余的相具有包含α和γR的金属组织。
通过这样的480℃以下的低温热处理而使Ni以及Mn为11％以下的通用钢种的金属组织逆相变的制造方法是以往没有的新技术，而且，根据通过该制造方法得到的上述组织，通过α′相来满足超过1400N/mm2的0.2％耐力(YS)，并且γ相具有超过15％的延伸率(EL)。
关于成为基体的亚稳定奥氏体不锈钢，Cr、Ni的含量多，与现有的铁基体的高强度高延展性钢板相比，耐腐蚀性良好，因次期待应用于不仅仅要求强度和加工性，还要求耐腐蚀性的用途。另外，根要求硬度的用途，除了上述特性之外，还能够得到HV450以上的不锈钢钢带或钢板。

Claims (8)

1.一种亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板，其特征在于，
以质量％含有C：0.05～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：0.1～2.0％、Cr：16～18％、Ni：4～11％、Mo：2.5％～3.5％，其余为Fe以及不可避免的杂质，
包括α′相和γ相的两相组织，γ相包括γT相和γR相，γT相和γR相合计为15～50体积％，由下述式(2)定义的γT相面积比为1％以上、20％以下，
0.2％耐力(YS)为1400N/mm2～1612N/mm2，并且拉伸强度(TS)在1495N/mm2以上且1615N/mm2以下的范围内，由式(1)得到的“YS-EL平衡”的值在21000以上且37085以下的范围内，
“YS-EL平衡”＝YS×EL…(1)
γT相面积比(％)＝100×(观察面积整体中γT相的合计面积所占的比例)…(2)
其中，α′相表示形变诱导马氏体相，γ相表示组合了γT相和γR相的相，γT相表示每一个粒子的面积为5μm2以上且20μm2以下的逆相变奥氏体相，γR相表示γT相以外的奥氏体相，YS表示0.2％耐力，EL表示延伸率。
2.根据权利要求1所述的不锈钢钢带或钢板，其中，
所述0.2％耐力(YS)为1550N/mm2～1612N/mm2，并且拉伸强度(TS)在1495N/mm2以上且1615N/mm2以下的范围内，由所述式(1)得到的“YS-EL平衡”的值在35000以上且37085以下的范围内。
3.根据权利要求1所述的不锈钢钢带或钢板，其中，
代替Fe的一部分，以质量％还含有选自Al：0.1％～3.5％以及Ti：0.1％～3.5％的组中的一种或者两种。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的不锈钢钢带或钢板，其中，
所述不锈钢钢带或钢板为HV450以上。
5.一种亚稳定奥氏体不锈钢钢带或钢板的制造方法，其特征在于，包括：
(a)准备以质量％含有C：0.05～0.15％、Si：0.05～1％、Mn：0.1～2.0％、Cr：16～18％、Ni：4～11％、Mo：2.5％～3.5％、其余为Fe以及不可避免的杂质的不锈钢钢带或钢板；
(b)对所述不锈钢钢带或钢板实施冷加工，从奥氏体相(γ相)形成50体积％以上的形变诱导马氏体相(α′相)；以及
(c)在250℃～480℃的范围内对形成了形变诱导马氏体相(α′相)的不锈钢钢带或钢板实施低温热处理，并从所述形变诱导马氏体相形成工序(b)中形成的马氏体相(α′相)生长奥氏体相(γT相)，
使不锈钢钢带或钢板具有下述的金属组织以及机械特性，
所述金属组织包括α′相和γ相的两相组织，其是γ相包括γT相和γR相、γT相和γR相的合计为15～50体积％、式(2)定义的γT相面积比为1％以上、20％以下的金属组织，
0.2％耐力(YS)为1400N/mm2～1612N/mm2，并且拉伸强度(TS)在1495N/mm2以上且1615N/mm2以下的范围内，由式(1)得到的“YS-EL平衡”的值在21000以上且37085以下的范围内，
“YS-EL平衡”＝YS×EL…(1)
γT相面积比(％)＝100×(观察面积整体中γT相的合计面积所占的比例)…(2)
其中，α′相表示形变诱导马氏体相，γ相表示组合γT相和γR相的相，γT相表示每一个粒子的面积为5μm2以上且20μm2以下的逆相变奥氏体相，γR相表示γT相以外的奥氏体相，YS表示0.2％耐力，EL表示延伸率。
6.根据权利要求5所述的制造方法，其中，
在所述工序(c)中，得到所述0.2％耐力(YS)为1550N/mm2～1612N/mm2、并且拉伸强度(TS)在1495N/mm2以上且1615N/mm2以下的范围内、由所述式(1)得到的“YS-EL平衡”的值在35000以上且37085以下的范围内的不锈钢钢带或钢板。
7.根据权利要求5所述的制造方法，其中，
所述工序(a)的不锈钢钢带或钢板代替Fe的一部分，以质量％还含有选自Al：0.1％～3.5％以及Ti：0.1％～3.5％的组中的一种或者两种。
8.根据权利要求5至7中任一项所述的制造方法，其中，
所述工序(a)的不锈钢钢带或钢板为HV450以上。
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