CN109722508A - 铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的课题是提供具有充分的耐腐蚀性并且胀形成形性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。本发明的解决方法是设定为规定的成分组成，并且将以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离设定为3.0μm以上，将基于成形极限图的成形极限的最大对数应变的最小值设定为0.20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并且成形性、尤其是胀形成形性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

背景技术

SUS430(16～18质量％Cr)系的铁素体系不锈钢板比较经济且耐腐蚀性也优良，因此被应用于建材、运输设备、家电产品、厨房设备和汽车部件等各种用途中，其应用范围近年来进一步扩大。

对于应用于这些用途的钢板而言，不仅要求耐腐蚀性，还要求通过冲压成形等能够加工成规定形状的充分的成形性。

作为这样的铁素体系不锈钢板，例如，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板，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％以上且30％以下、Ni：0.7％以下，并且以在与C含量的关系中满足0.06≤(C+N)≤0.12和1≤N/C的方式含有N，进一步以在与N含量的关系中满足1.5×10^-3≤(V×N)≤1.5×10^-2的方式含有V，余量由Fe和不可避免的杂质构成。”。

另外，在专利文献2中，公开了：“一种冲压成形性优良的铁素体系不锈钢冷轧钢板，其特征在于，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.010～0.045％、N：0.01～0.05％、Mn：1％以下、Cr：13～20％、Al：0.01％以下、并且以Cr碳氮化物的体积率v为0.09％以下的方式含有C、N，进一步含有Si：0.4％以下、P：0.05％以下、S：0.010％以下，并且余量由Fe和不可避免的杂质构成，进一步具有铁素体晶粒的平均结晶粒径为10μm以上、且每一个铁素体晶粒中分散有50个以下Cr碳氮化物的铁素体单一组织。”。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3584881号公报

专利文献2：日本专利第4682806号公报

专利文献3：日本专利第5884211号公报

发明内容

发明所要解决的问题

冲压成形大致分为胀形成形、深拉成形、延伸凸缘成形和弯曲成形这四种成形模式。

近年来，铁素体系不锈钢在冲压成形中的成形模式主要为胀形成形的构件、例如排气管、换气口等中所使用的圆形百叶板的室外罩这样的外用构件、和通过模压加工来实现设计性或功能性的提高的内装面板构件等中的应用正在推进，因此，期望开发出能够加工成这样的构件形状的具有优良的胀形成形性的铁素体系不锈钢板。

但是，不能说专利文献1和2中所公开的铁素体系不锈钢板具有充分的胀形成形性。

因此，本发明人首先在专利文献3中开发了：“一种铁素体系不锈钢板，其中，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。”。

由此，与专利文献1和2中公开的铁素体系不锈钢板相比，可以得到胀形成形性大幅提高的铁素体系不锈钢板。

但是，将专利文献3的铁素体系不锈钢板要成形为排气管那样的要求特别高的胀形成形性的构件时，有时仍会产生裂纹，因此，现状是要求胀形成形性的进一步提高。

本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供具有充分的耐腐蚀性并且胀形成形性优良的铁素体系不锈钢板及其有利的制造方法。

在此，“充分的耐腐蚀性”是指：对于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、喷雾时间：2小时)→干燥(60℃、相对湿度40％、保持时间：4小时)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、保持时间：2小时)设为1个循环而进行8个循环时的、钢板表面的生锈面积率((钢板表面的生锈面积/钢板表面的总面积)×100(％))为25％以下。

另外，“优良的胀形成形性”是指：基于依据ISO12004-2：2008测定的成形极限图(Forming Limit Diagram、以下也称为FLD)确定的成形极限的最大对数应变的最小值为0.20以上。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题而反复进行了各种研究。

首先，本发明人准备成分组成、制造方法不同的各种铁素体系不锈钢板，使用这些钢板，对包含成为等双轴胀形和不等双轴胀形的部位的构件进行冲压加工试验。

通常认为伸长率越高则胀形成形性越优越，但是，在该冲压加工试验中，即使是断裂伸长率高的钢板，有时也会产生裂纹，由该试验结果可知，胀形成形性的优劣不一定仅由断裂伸长率的大小决定。

因此，本发明人另外准备了在之前的试验中产生了裂纹的钢板，使用该钢板再次在相同条件下进行冲压加工试验，在紧挨着之前的试验中产生裂纹的上模具的压入位置之前停止冲压加工，从该钢板裁取试验片，对其金属组织详细地进行观察。具体而言，上述冲压加工停止后，从模具取出该钢板，接着，对该钢板的截面进行镜面研磨后，利用饱和苦味酸-5质量％盐酸水溶液进行腐蚀处理而制作出金属组织观察用试验片，利用扫描电子显微镜(二次电子图像)以500倍的倍率对该试验片进行观察。

其结果是，在之前的试验中产生了裂纹的钢板均确认到在冲压加工的中途阶段在Cr系碳氮化物与铁素体母相的界面已生成大量空隙，一部分空隙与附近的空隙连结而生长成微小龟裂。

与此相对，在之前的试验中能够不产生裂纹地进行冲压加工的钢板的冲压加工后的金属组织中，虽然在Cr系碳氮化物与铁素体母相的界面生成了空隙，但是没有观察到因空隙彼此的连结而产生微小龟裂。

根据上述内容，本发明人认为胀形成形性的优劣受钢板的金属组织很大影响，对在之前的冲压加工试验中产生了裂纹的钢板与能够不产生裂纹地进行成形的钢板这两者的冲压加工前的金属组织进行了考察，进行了两者的详细比较。

其结果发现：对于金属组织，基本上两者都是分散有Cr系碳氮化物的铁素体单相组织，但是，对于在之前的冲压加工试验中产生了裂纹的钢板而言，倾向于Cr系碳氮化物间的距离较短。

因此，本发明人着眼于胀形成形性与Cr系碳氮化物间的距离的关系反复进行了实验研究，结果得出如下见解：胀形成形性与一定以上的大小的Cr系碳氮化物间的平均距离具有相关性，特别是通过将以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离设定为3.0μm以上，能够得到优良的胀形成形性、具体而言能够使基于成形极限图(FLD)确定的成形极限的最大对数应变的最小值为0.20以上，由此，能够无裂纹地冲压成形出排气管那样的要求特别高的胀形成形性的构件。

在此，关于通过使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离变长来得到优良的胀形成形性的原因，本发明人认为如下。

即，在对钢板进行加工的情况下，随着应变量的增大，在金属组织中的铁素体母相与Cr系碳氮化物的界面生成空隙。该空隙随着应变量的增加和/或应力集中的增大而增加和生长，与接近的其它空隙连结而形成龟裂，最终导致钢板发生断裂。

如此，空隙因受到应力集中而生长，与附近的空隙连结而生长成微小龟裂，在应力二维或三维地起作用的多轴应力下的变形中三轴应力度提高。在这样的多轴应力下的变形的情况下，与伸长率的评价中所使用的、以拉伸试验为代表的、单轴应力下的变形相比，空隙更容易生长，因此，认为材料的破坏极限与单轴应力下相比降低(即，变得容易发生断裂)。

胀形成形通常是多轴应力下的变形，在钢板中容易发生所有方向的空隙的连结，因此与单轴应力下的变形相比变得容易发生断裂。

因此，即使是在如拉伸试验那样在单轴应力下的变形中显示出高断裂伸长率的钢板，如果一定以上的大小的Cr系碳氮化物间的平均距离短，则也会由于多轴应力下的变形而容易发生空隙的连结，助长因空隙的连结引起的微小龟裂的产生和其进展。

另一方面，如果使一定以上的大小的Cr系碳氮化物的平均距离充分变长，则即使在进行作为多轴应力下的变形的胀形成形的情况下，也不易发生空隙的连结，因此，因空隙的连结引起的微小龟裂的产生和其进展被抑制。

出于这样的原因，本发明人认为通过使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离变长，胀形成形性大幅提高。

另外，本发明人进一步反复进行了研究，结果得出如下见解：为了使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上，进行在规定的温度范围内保持一定时间以上的热轧板退火，使热轧板退火后的金属组织暂时形成析出有Cr系碳氮化物的铁素体单相组织，在此基础上，在冷轧后的冷轧板退火中，重要的是：

(1)使从500℃至加热温度为止的加热速度变慢，促进Cr系碳氮化物的凝集/粗大化，并且使Cr系碳氮化物向铁素体相固溶；

(2)适当地控制加热温度和保持时间，进一步促进Cr系碳氮化物向铁素体相的固溶；和

(3)使从加热温度至500℃为止的冷却速度变快，抑制固溶的Cr系碳氮化物的再析出，

通过同时满足所有这些条件，能够使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上。

本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。

即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种铁素体系不锈钢板，其具有以质量％计含有C：0.025～0.050％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.45～1.00％、P：0.04％以下、S：0.010％以下、Cr：16.0～18.0％、Al：0.001～0.010％、N：0.025～0.060％和Ni：0.05～0.60％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且，

以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上，

基于成形极限图的成形极限的最大对数应变的最小值为0.20以上。

2.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对具有上述1所述的成分组成的钢原材进行热轧而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为1小时以上的热轧板退火后，进行冷轧而制成冷轧钢板，接着，对该冷轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为5～300秒的冷轧板退火，

在上述冷轧板退火中，将500℃～加热温度的平均加热速度设定为20℃/秒以下，并且将加热温度～500℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。

发明效果

根据本发明，可以得到具有充分的耐腐蚀性并且胀形成形性优良的铁素体系不锈钢板。

另外，如果使用本发明的铁素体系不锈钢板，则能够通过冲压成形制造如排气管那样的要求特别高的胀形成形性的构件，因此在产业上极其有益。

附图说明

图1是实施例的No.1的金属组织照片。

图2是实施例的No.12的金属组织照片。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要不特别声明，仅以“％”表示。

C：0.025～0.050％

C是对于促进热轧时的奥氏体相的生成、抑制起皱的发生而言有效的元素。从得到这样的效果的观点出发，C含量设定为0.025％以上。

但是，C含量超过0.050％时，热轧和热轧板退火时的Cr系碳氮化物的析出量过度增多，难以使Cr系碳氮化物间的平均距离变长。因此，在胀形成形时，不能防止因空隙的连结引起的龟裂的产生和进展所导致的断裂，不能得到期望的胀形成形性。另外，钢过度硬质化而延展性降低。

因此，C含量设定为0.025～0.050％的范围。C含量的下限优选为0.030％、更优选为0.035％。另外，C含量的上限优选为0.045％。

Si：0.10～0.40％

Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。从得到这样的效果的观点出发，Si含量设定为0.10％以上。

但是，Si含量超过0.40％时，钢过度硬质化而热轧时的轧制负荷增大。另外，冷轧板退火后所得到的钢板的延展性降低。

因此，Si含量设定为0.10～0.40％的范围。Si含量的下限优选为0.20％。Si含量的上限优选为0.30％。

Mn：0.45～1.00％

与C同样，Mn是对于促进奥氏体相的生成、抑制起皱的发生而言有效的元素。从得到这样的效果的观点出发，Mn含量设定为0.45％以上。

但是，Mn含量超过1.00％时，钢过度硬质化而热轧时的轧制负荷增大。另外，冷轧板退火后所得到的钢板的延展性降低。

因此，Mn含量设定为0.45～1.00％的范围。Mn含量的下限优选为0.60％。Mn含量的上限优选为0.75％、更优选为0.70％。

P：0.04％以下

P是助长因晶界偏析导致的晶界破坏的元素。因此，P含量越少越优选，将上限设定为0.04％。优选为0.03％以下。更优选为0.01％以下。

S：0.010％以下

S是在钢中以MnS等硫化物系夹杂物的形式存在、使延展性和耐腐蚀性等降低的元素，尤其是在S含量超过0.010％的情况下，其不良影响显著地产生。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。更优选为0.005％以下。

Cr：16.0～18.0％

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。从得到这样的效果的观点出发，Cr含量设定为16.0％以上。

但是，Cr含量超过18.0％时，有可能热轧时的奥氏体相的生成量减少而耐起皱性降低。

因此，Cr含量设定为16.0～18.0％的范围。Cr含量的上限优选为17.0％、更优选为16.5％。

Al：0.001～0.010％

与Si同样，Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。从得到这样的效果的观点出发，Al含量设定为0.001％以上。

但是，Al含量超过0.010％时，Al₂O₃等Al系夹杂物增加，容易招致表面性状的降低。

因此，Al含量设定为0.001～0.010％的范围。Al含量的下限优选为0.002％。Al含量的上限优选为0.007％、更优选为0.005％。

N：0.025～0.060％

与C和Mn同样，N是对于促进热轧时的奥氏体相的生成、抑制起皱的发生而言有效的元素。从得到这样的效果的观点出发，N含量设定为0.025％以上。

但是，N含量超过0.060％时，冷轧板退火后所得到的钢板的延展性大幅降低。另外，热轧和热轧板退火时的Cr系碳氮化物的析出量过度增多，难以使Cr系碳氮化物间的平均距离变长。因此，在进行胀形成形的情况下，不能防止因空隙的连结引起的龟裂的产生和进展所导致的断裂，不能得到期望的胀形成形性。

因此，N含量设定为0.025～0.060％的范围。N含量的下限优选为0.030％、更优选为0.040％。N含量的上限优选为0.055％、更优选为0.050％。

Ni：0.05～0.60％

Ni是具有促进奥氏体相的生成而使热轧时的奥氏体相的生成量增加、提高耐起皱性的效果的元素。另外，Ni是对于提高耐腐蚀性而言也有效的元素。从得到这样的效果的观点出发，Ni含量设定为0.05％以上。但是，Ni含量超过0.60％时，钢过度硬质化而成形性降低。因此，Ni含量设定为0.05～0.60％的范围。Ni含量的下限优选为0.10％。Ni含量的上限优选为0.50％、更优选为0.30％。

需要说明的是，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的金属组织进行说明。

本发明的铁素体系不锈钢板的金属组织形成以铁素体相为主体的组织，具体而言，形成如下组织：具有以相对于组织整体的体积率计为90％以上的铁素体相，铁素体相以外的余量组织以相对于组织整体的体积率计为10％以下。进一步，可以为铁素体单相。需要说明的是，作为余量组织，主要可以列举马氏体相，析出物和夹杂物的体积率不包含在内。

在此，铁素体相的体积率如下求出：由不锈钢板制作截面观察用试验片，镜面研磨后利用饱和苦味酸-5质量％盐酸水溶液实施蚀刻处理，然后对10个视野以100倍的倍率进行利用光学显微镜的观察，根据金属组织的形态区分开马氏体相和铁素体相后，利用图像处理求出铁素体相的体积率，计算出其平均值。

并且，在本发明的铁素体系不锈钢板的金属组织中，如上所述，重要的是使在钢中析出的以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上。

在此，等效圆直径是指：对于拍摄到在上述截面观察用试验片的金属组织中出现的Cr系碳氮化物的数码照片(倍率500倍)，进行图像处理，测定该Cr系碳氮化物的面积，根据该测定的Cr系碳氮化物的面积，基于假设该Cr系碳氮化物的形状为正圆而计算出的圆直径(＝{(4×[所测定的Cr系碳氮化物的面积])/π}^0.5)。

以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离：3.0μm以上

使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物的平均距离长至3.0μm以上时，即使在进行作为多轴应力下的变形的胀形成形的情况下也不易发生空隙彼此的连结，其结果是，因空隙的连结引起的微小龟裂的产生和其进展被抑制。

因此，以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物的平均距离设定为3.0μm以上。优选为4.0μm以上。需要说明的是，对于上限没有特别限定，通常为约6.0μm。

需要说明的是，不将以等效圆直径计小于0.05μm的Cr系碳氮化物作为对象是因为：以等效圆直径计小于0.05μm的极其微细的Cr系碳氮化物与作为母相的铁素体相接触的面积小，因此，即使利用冲压加工等施加塑性变形，在铁素体相与该Cr系碳氮化物的界面也几乎不产生空隙，因此，几乎可以忽略对成形性、尤其是胀形成形性的影响。

另外，此处所述的Cr系碳氮化物是指Cr碳化物和Cr氮化物的总称。作为Cr碳化物，例如可以列举Cr₂₃C₆，作为Cr氮化物，例如可以列举Cr₂N。另外，Cr碳化物和Cr氮化物中的一部分Cr被置换为Fe、Mn等元素后的化合物也包含在此处所述的Cr系碳氮化物中。

另外，将以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物作为对象是因为：随着应变量的增大而产生的空隙主要在铁素体母相与以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物的界面生成，以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的距离尤其影响空隙的连结、进而影响胀形成形性。

需要说明的是，Cr系碳氮化物的大小通常以等效圆直径计为约0.5μm。

另外，以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离如下进行测定。

即，对于钢板的轧制平行截面，在镜面研磨后利用苦味酸饱和盐酸溶液进行蚀刻而使金属组织显现，利用倍率500倍的光学显微镜拍摄板厚1/4位置的金属组织。

需要说明的是，该金属组织照片中所捕捉到的析出物为Cr系碳氮化物这一点可以通过利用扫描电子显微镜下的能量色散型X射线光谱法进行析出物的成分分析来确认。

接着，在所得到的金属组织照片中，选择以等效圆直径计为0.05μm以上的任意的Cr系碳氮化物(以下，也称为基准碳氮化物)，按照距基准碳氮化物的距离从近到远的顺序，选择10个以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物(也称为对象碳氮化物)，在金属组织照片上测定基准碳氮化物与各对象碳氮化物的距离(中心间的距离)。

改变基准碳氮化物进行20次上述测定，将测定的全部基准碳氮化物与对象碳氮化物的距离进行算术平均，由此求出Cr系碳氮化物间的平均距离。

需要说明的是，上述测定并不限定于单一铁素体晶粒内，也可以越过晶界。另外，为了进行具有代表性的测定，需要使在先测定中所选择的基准碳氮化物和对象碳氮化物与其它测定中的基准碳氮化物和对象碳氮化物不重复。

如此，本发明的铁素体系不锈钢板通过形成上述成分组成、并且使以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上，由此，使得基于成形极限图(FLD)确定的成形极限的最大对数应变的最小值为0.20以上、优选为0.23以上，能够得到优良的胀形成形性。

需要说明的是，本发明的铁素体系不锈钢板的板厚没有特别限定，为约0.8mm～约2.0mm。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。

上述铁素体系不锈钢板可以如下制造：对具有上述成分组成的钢原材进行热轧而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为1小时以上的热轧板退火后，对该热轧钢板进行冷轧而制成冷轧钢板，对该冷轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为5～300秒的冷轧板退火，在上述冷轧板退火中，将500℃～加热温度的平均加热速度设定为20℃/秒以下，并且将加热温度～500℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。

即，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，通过连铸法或铸锭-开坯法制成钢原材(钢坯)。

接着，将所得到的钢原材适当地在1100～1250℃下加热1～24小时、或者将高温的钢坯直接加热后，对该钢原材实施热轧，制成热轧钢板。需要说明的是，对于热轧条件，按照常规方法即可。

接着，在以下条件下对所得到的热轧钢板实施热轧板退火。

<热轧板退火的加热温度：800～900℃、保持时间：1小时以上>

关于热轧钢板的金属组织，在热轧时的卷取温度高的情况下，形成铁素体相与在高温下生成的奥氏体相发生分解而生成的铁素体相以层状层叠的金属组织；在热轧时的卷取温度低的情况下，形成铁素体相与在高温下生成的奥氏体相发生相变而生成的马氏体相以层状层叠的金属组织。

需要说明的是，在卷取温度高的情况下奥氏体相发生分解而生成的铁素体相的附近，伴随奥氏体相的分解而析出的Cr系碳氮化物偏在，金属组织整体中的Cr系碳氮化物的分布不均匀。

对具有这样的金属组织的热轧钢板进行在800～900℃的温度范围内保持1小时以上的热轧板退火，由此，在金属组织中发生再结晶和Cr系碳氮化物的析出，对于热轧板退火后所得到的钢板而言，可以得到在铁素体单相组织中充分且均匀地分散有Cr系碳氮化物的金属组织。

在此，在使热轧板退火的加热温度低于800℃的情况下，再结晶变得不充分而热轧时所形成的层状组织尤其残留于板厚中央部。因此，冷轧板退火后在板厚中央部生成具有显著的伸展晶粒的不均匀的金属组织，耐起皱性有可能降低。

另一方面，热轧板退火温度超过900℃时，在热轧板退火的保持中再生成奥氏体相，热轧工序中析出的Cr系碳氮化物固溶于奥氏体相中。因此，在热轧板退火后所得到的钢板的金属组织中，不能使Cr系碳氮化物充分析出。另外，在热轧板退火的冷却中，在奥氏体相中发生向铁素体相和Cr系碳氮化物的分解反应。其结果是，热轧板退火后的金属组织变为铁素体相与因奥氏体相发生分解而生成的铁素体相、即在其周围分布有大量Cr系碳氮化物的铁素体相的混粒组织，Cr系碳氮化物的分布变得不均匀。因此，即使在之后的工序中在规定的条件下进行冷轧板退火，也会局部生成Cr系碳氮化物间的平均距离不充分的区域，不能得到规定的胀形成形性。

因此，热轧板退火中的加热温度设定为800～900℃的范围。优选为800～860℃的范围。

另外，在使热轧板退火中的保持时间少于1小时的情况下，Cr系碳氮化物的析出变得不充分，即使在之后的工序中在规定的条件下进行冷轧板退火，也不能使Cr系碳氮化物间的平均距离足够长，仍不能得到规定的胀形成形性。

因此，热轧板退火中的保持时间设定为1小时以上。优选为3小时以上、更优选为5小时以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选设定为24小时以下。

接着，对热轧板退火后所得到的钢板(热轧退火钢板)根据需要实施酸洗，进行冷轧而制成冷轧钢板。从伸长性、弯曲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，在满足后述的条件的范围内，可以重复进行两次以上的冷轧-冷轧板退火。此外，为了提高表面性状，可以对热轧板退火后所得到的钢板实施磨削、研磨等。

在以下条件下对由此得到的冷轧钢板实施冷轧板退火。

<冷轧板退火的500℃～加热温度的平均加热速度：20℃/秒以下>

冷轧板退火是用于使通过冷轧形成的轧制加工组织再结晶、并且使Cr系碳氮化物间的平均距离充分变长的工序，为此，将500℃～加热温度的平均加热速度设定为20℃/秒以下是重要的。

即，如果使500℃～加热温度的平均加热速度变慢，则再结晶的驱动力减小，因此再结晶开始的温度高温化，因冷轧导入的位错或剪切带维持至更高温度。

另外，在接近加热温度的高温范围内，发生热轧板退火时所生成的Cr系碳氮化物的凝集/粗大化(体积率大致保持恒定的状态下各个Cr系碳氮化物增大、Cr系碳氮化物的个数密度减小的现象)和向铁素体相的固溶。该凝集/粗大化的速率受控于作为Cr系碳氮化物的主要构成元素的Cr的扩散。如上所述位错或剪切带维持至高温时，发生经由位错或剪切带的Cr的高速扩散，Cr系碳氮化物的凝集/粗大化被促进。

此外，在接近加热温度的高温范围内发生Cr系碳氮化物的固溶是由于能够固溶在铁素体相中的C和N的上限(固溶极限)升高而引起的。通过这些Cr系碳氮化物的凝集/粗大化的促进效果以及向铁素体相的固溶，Cr系碳氮化物间的平均距离变长。即，通过使加热速度变慢、具体而言将500℃～加热温度的平均加热速度控制为20℃/秒以下，能够使Cr系碳氮化物间的平均距离变长。

另一方面，500℃～加热温度的平均加热速度超过20℃/秒时，铁素体相的再结晶的驱动力过度增大，从加热过程的较低温度范围开始发生铁素体相的再结晶，因冷轧而导入的位错或剪切带等加工组织在低温范围内置换为再结晶晶粒。其结果是，Cr系碳氮化物的凝集/粗大化的促进效果变得不充分，从而冷轧板退火后所得到的钢板中的Cr系碳氮化物间的平均距离变短，因此不能得到期望的胀形成形性。

因此，500℃～加热温度的平均加热速度设定为20℃/秒以下。优选为15℃/秒以下、更优选为12℃/秒以下。另外，平均加热速度的下限没有特别限定，但是，如果使加热速度变得过慢，则生产率降低，因此优选设定为1℃/秒以上。

需要说明的是，关于加热速度的控制，例如在连续退火法的情况下，可以通过炉温的设定或者连续退火生产线的通板速度等进行控制。

另外，将进行控制的温度范围设定为500℃以上是因为：在低于500℃的温度范围内不发生回复、再结晶。

<冷轧板退火的加热温度：800～900℃、保持时间：5～300秒>

温度越高则能够固溶在铁素体相中的C和N的上限(固溶极限)越大。在冷轧板退火中，通过将加热温度设定为800～900℃、将保持时间设定为5～300秒，能够使在热轧板退火时所生成的Cr系碳氮化物的一部分向铁素体相固溶从而使Cr系碳氮化物的个数密度减少，能够使Cr系碳氮化物间的平均距离变长。

因此，冷轧板退火中的加热温度设定为800～900℃、保持时间设定为5～300秒。优选冷轧板退火中的加热温度为800～860℃、保持时间为15秒～180秒。

需要说明的是，此处所述的保持时间是指加热温度±10℃的温度范围内的停留时间。

在此，加热温度低于800℃时，铁素体相中的C和N的固溶极限不会充分增大，向铁素体相固溶的Cr系碳氮化物的量减少，从而使Cr系碳氮化物间的距离变短。因此，不能得到期望的胀形成形性。另外，未再结晶晶粒残留而延展性大幅降低。

另一方面，加热温度超过900℃时，在保持中生成奥氏体相，在之后的冷却中奥氏体相向马氏体相相变而钢板显著硬质化。另外，最终产品板的金属组织变为铁素体相与马氏体相的双相组织，塑性变形能力显著降低，不能得到期望的胀形成形性。

另外，保持时间少于5秒时，该保持中的Cr系碳氮化物向铁素体相的固溶变得不完全而使Cr系碳氮化物间的距离变短，不能得到期望的胀形成形性。此外，未再结晶晶粒残留，因此延展性大幅降低。

另一方面，保持时间超过300秒时，晶粒显著粗大化而钢板的光泽度降低，从表面品质的观点出发不优选。

<冷轧板退火的加热温度～500℃的平均冷却速度：10℃/秒以上>

在上述保持后的冷却中，发生Cr系碳氮化物的再析出。即，在冷轧板退火的保持中，Cr系碳氮化物向铁素体母相固溶。由此，铁素体相中的固溶C和N增加，在冷却中相对于铁素体相变为过饱和，以Cr系碳氮化物的形式再析出。

因此，从使Cr系碳氮化物的平均距离变长的观点出发，特别是通过使作为Cr系碳氮化物的析出温度范围的500℃以上的温度范围内的冷却速度变快来抑制Cr系碳氮化物的再析出、维持在冷却前为止所形成的Cr系碳氮化物间的平均距离充分长的金属组织变得重要。

在此，在平均冷却速度小于10℃/秒的情况下，不能充分地抑制冷轧板退火的保持中所产生的铁素体相中的固溶C和N以Cr系碳氮化物的形式再析出，因此，Cr系碳氮化物间的平均距离变短，不能得到期望的胀形成形性。

因此，冷轧板退火的加热温度～500℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。优选为15℃/秒以上、更优选为20℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度的上限没有特别限定，在急剧地进行冷却的情况下，有可能在钢板中产生变形，因此平均冷却速度优选为200℃/秒以下。

需要说明的是，对于冷却方法没有特别限定，可以使用气体喷射冷却、喷雾冷却、辊冷却等。另外，对于冷轧板退火，为了谋求更高的光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。

并且，上述冷轧板退火后，根据需要实施酸洗，由此制造上述铁素体系不锈钢板。

[实施例]

实施例1

将表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水分别通过使用容量为150吨的转炉和真空吹氧脱碳处理(VOD)法的精炼进行熔炼，接着，通过连续铸造制成宽度为1000mm、厚度为200mm的钢坯。

将该钢坯在1200℃进行1小时加热后，作为热轧，实施使用由三段机架构成的可逆式轧制机的7道次的粗轧和使用由七段机架构成的单向轧制机的7道次的精轧，在约750℃进行卷取处理，制成板厚为约5.0mm的热轧钢板。

接着，对这些热轧钢板实施使用在830℃进行8小时保持的箱式退火法的热轧板退火后，对表面实施利用喷丸处理和酸洗的脱氧化皮。

将由此得到的钢板冷轧至板厚为1.0mm后，在表2所述的条件下进行冷轧板退火。需要说明的是，保持后的冷却通过气体喷射冷却或喷雾冷却进行。另外，冷却结束后，利用酸洗进行脱氧化皮处理。

在此，表2的保持时间为加热温度±10℃的温度范围内的停留时间。另外，冷轧板退火中的温度控制以表2的加热温度±10℃的范围作为到达目标温度范围来进行。

需要说明的是，表2所述的平均加热速度是从500℃至到达加热温度为止的平均加热速度。

对于由此得到的钢板，进行金属组织的鉴定和铁素体的体积率的测定、以及以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离的测定。

在此，金属组织的鉴定和铁素体的体积率的测定通过上述方法进行。即，由所得到的钢板制作截面观察用的试验片，利用苦味酸饱和盐酸溶液实施蚀刻处理后，对10个视野以100倍的倍率进行利用光学显微镜的观察，根据金属组织的形态区分开马氏体相和铁素体相后，利用图像处理在各视野求出铁素体相的体积率，将其平均值作为铁素体相的体积率。需要说明的是，析出物和夹杂物的体积率除外。

另外，以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离的测定也通过上述方法进行。

将这些结果示于表2中。另外，为了参考，在图1和图2中示出针对表2的No.1和No.12在Cr系碳氮化物间的平均距离的测定中所使用的金属组织照片。

另外，通过以下方法，进行(1)胀形成形性的评价和(2)耐腐蚀性的评价。将评价结果一并记在表2中。

(1)胀形成形性的评价

将所得到的钢板的轧制平行方向、轧制45°方向和轧制直角方向分别作为最大对数应变方向，依照ISO12004-2：2008进行成形试验，制作出成形极限图(FLD)。

具体而言，在钢板表面以评分间距离为1mm的方式标记直径5mm的圆形网格，分别进行各种条件下的成形试验、即

·对于单轴应力下的成形极限，使用JIS 5号拉伸试验片的拉伸试验、

·对于平面应变状态下的成形极限，使用剪切成130mm见方后在圆周上赋予了加强筋的试验片的胀形试验、

·对于等双轴应力下的成形极限，使用冲切成正圆形的试验片的胀形试验、

·对于不等双轴应力下的成形极限，使用以各种椭圆率冲切成椭圆形的试验片的胀形试验，

对各试验前后的试验片分别进行照片拍摄。接着，通过照片的图像处理对各试验前后的试验片的圆形网格的形状变化量进行定量测定，测定由各试验赋予的应变，制作出成形极限图(FLD)。

由所得到的成形极限图(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0.20以上的情况评价为合格(○)，将最大对数应变的最小值小于0.20的情况评价为不合格(×)。

(2)耐腐蚀性的评价

从所得到的钢板裁取60×100mm的试验片，利用#600金刚砂纸对表面进行研磨精加工。然后，将试验片的端面密封，供于JIS H 8502所规定的盐水喷雾循环试验。

在此，盐水喷雾循环试验中，将盐水喷雾(35℃、5质量％NaCl、喷雾时间：2小时)→干燥(60℃、相对湿度40％、保持时间：4小时)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、保持时间：2小时)作为1个循环，进行8个循环。

对盐水喷雾循环试验后的试验片的表面进行照片拍摄，利用图像解析测定试验片表面的生锈面积，根据与试验片表面的总面积的比率计算出生锈面积率((试验片表面的生锈面积/试验片表面的总面积)×100(％))。

并且，将计算出的生锈面积率为10％以下的情况评价为合格(◎、特别优良)，将生锈面积率大于10％且25％以下的情况评价为合格(○)，将生锈面积率大于25％的情况评价为不合格(×)。

表1

表2

*M：马氏体相

在发明例中，均得到了优良的胀形成形性和优良的耐腐蚀性。

特别是，对于含有0.58％的Ni的No.6(钢A6)和含有17.8％的Cr的No.8(钢A8)而言，盐水喷雾循环试验中的生锈面积率为10％以下(◎)，得到了更加优良的耐腐蚀性。

另一方面，对于作为比较例的No.12(钢B1)和No.13(钢B2)而言，虽然制造条件适当，但C含量和N含量分别超过适当范围，因此，Cr系碳氮化物的析出量变得过量而不能充分确保Cr系碳氮化物间的平均距离，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.14(钢B3)而言，Si含量超过适当范围，因此，钢板发生硬质化而塑性变形能力降低，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.15和No.16而言，冷轧板退火的平均加热速度超过适当范围，因此，不能充分地确保Cr系碳氮化物间的平均距离，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.17和No.18而言，冷轧板退火的加热温度超过适当范围，因此，在冷轧板退火的保持中生成奥氏体相，在保持后的冷却中从奥氏体相相变为马氏体相，钢板显著硬质化。另外，最终产品板的金属组织变为由铁素体相和马氏体相构成的双相组织，因此，钢板的塑性变形能力显著降低。因此，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.19和No.20而言，冷轧板退火的加热温度低于适当范围，因此，不能充分地确保Cr系碳氮化物间的平均距离，另外，形成残留有未再结晶晶粒的金属组织，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.21和No.22而言，冷轧板退火的保持时间低于适当范围，因此，不能充分地确保Cr系碳氮化物间的平均距离，另外，形成残留有未再结晶晶粒的金属组织，没有得到期望的胀形成形性。

对于No.23和No.24而言，冷轧板退火的冷却速度低于适当范围，因此，在该冷却中Cr系碳氮化物大量且微细地再析出，不能充分地确保Cr系碳氮化物间的平均距离，没有得到期望的胀形成形性。

产业上的可利用性

本发明的铁素体系不锈钢板应用于冲压成形时要求高胀形成形性的用途、例如外用构件、厨房器具、餐具是特别有利的。

Claims (2)

1.一种铁素体系不锈钢板，其具有以质量％计含有C：0.025～0.050％、Si：0.10～0.40％、Mn：0.45～1.00％、P：0.04％以下、S：0.010％以下、Cr：16.0～18.0％、Al：0.001～0.010％、N：0.025～0.060％和Ni：0.05～0.60％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

并且，以等效圆直径计为0.05μm以上的Cr系碳氮化物间的平均距离为3.0μm以上，

基于成形极限图的成形极限的最大对数应变的最小值为0.20以上。

2.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，其中，对具有权利要求1所述的成分组成的钢原材进行热轧而制成热轧钢板，对该热轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为1小时以上的热轧板退火后，进行冷轧而制成冷轧钢板，接着，对该冷轧钢板实施加热温度为800～900℃、保持时间为5～300秒的冷轧板退火，

在所述冷轧板退火中，将500℃～加热温度的平均加热速度设定为20℃/秒以下，并且将加热温度～500℃的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。