CN111032898A - 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111032898A
CN111032898A CN201880051166.2A CN201880051166A CN111032898A CN 111032898 A CN111032898 A CN 111032898A CN 201880051166 A CN201880051166 A CN 201880051166A CN 111032898 A CN111032898 A CN 111032898A
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
plate thickness
observation
rolling
rolled
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201880051166.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111032898B (zh
Inventor
川边英尚
藤泽光幸
清水宽
内野知彦
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN111032898A publication Critical patent/CN111032898A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111032898B publication Critical patent/CN111032898B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供弯曲加工后的表面性状优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其以质量％计含有C：0.001～0.025％、Si：0.05～0.70％、Mn：0.05～0.50％、P：0.050％以下、S：0.01％以下、Cr：10.0～18.0％、Ni：0.01～1.00％、Al：0.001～0.10％、N：0.001～0.025％、Ti：0.01～0.40％、余量由Fe和不可避免的杂质构成，通过测定方法1测定的平均结晶粒径的最大值与最小值之差为50μm以下，通过测定方法2测定的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差为5.0以下，板厚为5.0mm以上。

Description

铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及铁素体系不锈钢热轧退火钢板。特别而言，本发明涉及弯曲加工后的表面性状优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板。
背景技术
与含有大量价格昂贵的Ni的奥氏体系不锈钢相比，铁素体系不锈钢更廉价，因此被用在多种用途中。例如在汽车部件的支架等中应用不锈钢板。支架材料上通过螺栓和焊接等安装各种各样的部件，从确保刚性的观点出发，应用板厚较厚的不锈钢，有时通过冲压加工成形为规定形状的构件后使用。但是，存在有时在冲压加工后的构件的表面产生条状花纹、褶皱、表面粗糙等外观上的问题。迄今为止，关于厚不锈钢板，对于材质、弯曲加工性和表面性状等进行了各种研究。
作为与厚材料有关的技术，例如在专利文献1中公开了如下技术：控制并非经弯曲加工而是经剪切、冲裁加工的板厚5mm以上的凸缘用厚铁素体系不锈钢板的晶体取向，从而使低温韧性提高。作为与加工后的表面性状有关的技术，例如在专利文献2中公开了如下技术：对于控制了钢成分、析出物、结晶粒径的冷轧退火板，减少了圆筒深拉深加工后的加工表面粗糙。另外在专利文献3中公开了如下制造方法：通过将热轧时的奥氏体量最优化，由此，对于冷轧退火板，在利用使材料均匀地变形的拉伸加工而赋予20％应变后确保了优良的抗皱性。在专利文献4中，作为与铁素体相和马氏体相双相或者马氏体单相的高强度高韧性不锈钢板的弯曲加工性有关的技术，公开了通过MnS系夹杂物粒子的形态控制来抑制弯曲顶点处的裂纹产生从而提高弯曲性的技术。作为与弯曲加工后的褶皱深度有关的技术，在专利文献5中公开了如下技术：针对在热轧温度为800℃以下、使后段三个道次的摩擦系数为0.2以下、使后段三个道次的累积压下率为50％以上的、即低温、低摩擦系数、后段强压下进行热轧而得到的金属组织积蓄了未再结晶的加工应变的轧制加工组织热轧钢板(无热轧板退火工序)，控制板厚表层部的硬度与板厚中心部的硬度的硬度比，由此减少了使曲率半径为2mm而弯曲90°后在弯曲外侧产生的褶皱深度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5908936号公报
专利文献2：日本专利第5307170号公报
专利文献3：日本专利第3241114号公报
专利文献4：日本专利第3510787号公报
专利文献5：日本特开2001-181798号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对于现有的支架等厚材料用途的铁素体系不锈钢板而言，冲压加工后，有时无法得到良好的表面性状。在如上所述的用途中，利用现有的专利文献1中公开的技术难以应对，有可能在弯曲加工后无法确保优良的表面性状。利用专利文献2中公开的技术、专利文献3或专利文献4中公开的技术也难以应对，对于弯曲加工后的表面性状的改善没有进行研究。在专利文献5中公开的技术中，也无法获得与板厚的影响大的弯曲加工时、作为再结晶组织的厚热轧退火板的弯曲加工后的表面性状提高有关的见解。
本发明要提供一种弯曲加工后的表面性状优良的铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题，关于厚材料用途的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的弯曲加工后的表面性状，对成分和制造过程中的组织、板表面(轧制面)进行了详细研究。其结果发现，对于提高例如5.0mm以上的厚铁素体系不锈钢板的热轧退火板的弯曲加工后的表面性状，限定成分和制造方法、减小在板厚方向的多个观察位置测定平均结晶粒径时的平均结晶粒径的最大值与最小值之差、并且减小板厚方向的晶粒的伸长率(＝晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度)的最大值与最小值之差、制成均匀的组织是极其有效的。
本发明人进一步反复进行研究，完成了本发明。本发明的主旨如下所述。
[1]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其具有以质量％计含有C：0.001～0.025％、Si：0.05～0.70％、Mn：0.05～0.50％、P：0.050％以下、S：0.01％以下、Cr：10.0～18.0％、Ni：0.01～1.00％、Al：0.001～0.10％、N：0.001～0.025％、Ti：0.01～0.40％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，通过下述测定方法1测定的平均结晶粒径的最大值与最小值之差为50μm以下，通过下述测定方法2测定的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差为5.0以下。
(测定方法1)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm。
并且，在上述各观察位置，算出观察范围的面积/观察范围中所含的晶粒的个数的平方根((1800×1000/观察范围中所含的晶粒的个数)1/2)，将其作为上述各观察位置处的平均结晶粒径，求出其最大值与最小值之差。
(测定方法2)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm。
并且，在上述各观察位置，算出晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度，将其作为上述各观察位置处的伸长率，求出其最大值与最小值之差。
在此，上述晶粒的轧制方向长度为1800μm/轧制方向的平均晶界的数量，上述轧制方向的平均晶界的数量如下设定：在每个上述观察位置在观察范围内沿轧制方向划5条长度为1800μm的线，将横穿上述各线的晶界的数量的平均值设定为上述轧制方向的平均晶界的数量。上述晶粒的板厚方向厚度为1000μm/板厚方向的平均晶界的数量，上述板厚方向的平均晶界的数量如下设定：在每个上述观察位置在观察范围内沿板厚方向划5条长度为1000μm的线，将横穿上述各线的晶界的数量的平均值设定为上述板厚方向的平均晶界的数量。
[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Co：0.01～0.50％中的一种或两种以上。
[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自V：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、B：0.0003～0.0030％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Y：0.01～0.20％、REM(稀土金属)：0.01～0.10％、Sn：0.001～0.500％和Sb：0.001～0.500％中的一种或两种以上。
[4]一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其是[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其中，进行如下工序：热轧工序，在800～950℃的轧制结束温度下进行热轧而得到热轧钢板；和热轧板退火，对该热轧工序后的热轧钢板进行如下热轧板退火：以5～100℃/小时的升温速度从200℃加热至700～900℃的温度范围的热轧板退火温度，并且在700～900℃的温度范围内滞留1～50小时。
发明效果
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的弯曲加工后的表面性状优良。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于以下实施方式。
首先，对于在本发明中将铁素体系不锈钢热轧退火钢板的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。只要没有特别声明，与成分组成有关的“％”表示是指“质量％”。
C：0.001～0.025％
含有过量的C时，C以碳化物的形式以不均匀的尺寸在钢中不均匀地局部地析出，成为阻碍整粒的再结晶晶粒生长而形成伸长晶粒组织的主要原因，使弯曲加工后的表面性状降低。C含量越低越优选，在本发明中，将C含量设定为0.025％以下。C含量优选为0.010％以下。另一方面，C含量的过度降低使得炼钢成本增加，因此，将C含量的下限设定为0.001％。C含量优选为0.005％以上。
Si：0.05～0.70％
Si有助于钢的脱氧，Si含量小于0.05％时，无法得到该效果。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，Si含量超过0.70％时，钢发生硬质化，对弯曲性带来不良影响。因此，Si含量设定为0.70％以下。Si含量优选为0.60％以下，更优选为0.40％以下。
Mn：0.05～0.50％
Mn具有有助于组织微细化、得到均匀的组织的效果，但Mn含量小于0.05％时，无法得到该效果。因此，Mn含量设定为0.05％以上。Mn含量优选为0.15％以上，更优选为0.25％以上。但是，含有过量的Mn时，形成大量MnS，对耐腐蚀性带来不良影响，因此，Mn含量设定为0.50％以下。Mn含量优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。
P：0.050％以下
P含量超过0.050％时，P在晶界偏析、或者以FeTiP等形式以不均匀的尺寸在钢中不均匀地局部析出。其结果是，P的含量过量时，成为阻碍整粒的再结晶晶粒生长而形成伸长晶粒组织的主要原因，使弯曲加工后的表面性状降低。因此，P含量越低越优选。此外，P含量过量时，对耐腐蚀性也带来不良影响，因此，P含量设定为0.050％以下。P含量优选为0.040％以下。P含量越低越优选，下限没有特别规定，但P含量的过度降低导致炼钢成本增加，因此，优选将P含量的下限设定为0.01％。
S：0.01％以下
S形成MnS夹杂物，对耐腐蚀性带来不良影响，因此，S的含量越少越优选。因此，在本发明中，将S含量设定为0.01％以下。S含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。S含量越低越优选，下限没有特别规定，但S含量的过度降低导致炼钢成本增加，因此，优选将S含量的下限设定为0.0003％。
Cr：10.0～18.0％
Cr是使耐腐蚀性提高的元素，在铁素体系不锈钢板中是不可欠缺的元素。这样的效果在Cr含量为10.0％以上时得到，因此将Cr含量设定为10.0％以上。Cr含量优选为10.5％以上。另一方面，Cr含量超过18.0％时，伸长率显著降低。因此，Cr含量设定为18.0％以下。Cr含量优选为15.0％以下，更优选为13.0％以下。
Ni：0.01～1.00％
Ni是对于提高耐腐蚀性和韧性有用的元素。该效果通过使Ni含量为0.01％以上而得到。另一方面，Ni含量超过1.00％时，对弯曲性带来不良影响。因此，Ni含量设定为1.00％以下。Ni含量优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。另外，Ni含量优选为0.60％以下，更优选为0.40％以下。
Al：0.001～0.10％
Al是作为脱氧剂有用的元素。该效果通过使Al含量为0.001％以上而得到。但是，Al含量超过0.10％时，Al以AlN等Al系夹杂物的形式在铁素体晶界处以不均匀的尺寸在钢中不均匀地局部析出。其结果是，Al的含量过量时，成为阻碍整粒的再结晶晶粒生长而形成伸长晶粒组织的主要原因，使弯曲加工后的表面性状降低。因此，将Al含量的上限设定为0.10％。Al含量优选为0.060％以下，更优选为0.040％以下。
N：0.001～0.025％
N形成Cr氮化物而导致耐腐蚀性的降低，因此，N含量越低越优选。因此，在本发明中，将N含量设定为0.025％以下。N含量优选为0.010％以下。另一方面，N含量的过度降低导致炼钢成本增加，因此，将N含量的下限设定为0.001％。N含量优选为0.003％以上。
Ti：0.01～0.40％
Ti是碳氮化物形成元素，固定C、N，抑制因敏化引起的耐腐蚀性的降低。在含有0.01％以上的Ti时发挥出上述效果。因此，Ti含量设定为0.01％以上。另一方面，Ti含量超过0.40％时，Ti以碳化物的形式以不均匀的尺寸在钢中不均匀地局部析出，成为阻碍整粒的再结晶晶粒生长而形成伸长晶粒组织的主要原因，使弯曲加工后的表面性状降低，因此，将Ti含量的上限设定为0.40％。Ti含量优选为0.30％以下。
C、P、Al和Ti以析出物的形式存在于钢中，各自过量地含有时，对板厚方向的晶粒的伸长率的波动带来影响。产生伸长率的波动的理由认为如下所述。与板厚中心部相比，板厚表层部在热轧加热时、热轧板退火时暴露于高温的时间较长，在板厚表层部，析出物再溶解，随着钢板温度的降低而再析出的析出物多于板厚中心部。再析出的析出物微细均匀地存在，因此，再结晶晶粒容易形成整粒。另一方面，在板厚中心部，与板厚表层部相比加热升温速度较慢，因此低温的时间长，析出物的再溶解少，未固溶的析出物粗大且不均匀地局部存在，因此，再结晶晶粒难以形成整粒。因此，在表层伸长率相对减小，但在板厚中心部难以得到整粒组织，伸长率增大，作为结果，板厚方向的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差大于5.0，使弯曲加工后的表面性状降低。
以上为本发明的基本成分的组成，上述基本成分以外的余量可以设定为Fe和不可避免的杂质。在本发明中，还可以以质量％计含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Co：0.01～0.50％中的一种或两种以上作为任选成分。
Cu：0.01～1.00％
Cu具有使耐腐蚀性提高的效果。另一方面，含有过量的Cu时，使钢硬质化而对弯曲性带来不良影响。因此，含有Cu的情况下，将Cu含量设定为0.01～1.00％。含有Cu的情况下，Cu含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另外，含有Cu的情况下，Cu含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。
Mo：0.01～1.00％
Mo具有使耐腐蚀性提高的效果。另一方面，含有过量的Mo时，使钢硬质化而对弯曲性带来不良影响。因此，含有Mo的情况下，将Mo含量设定为0.01～1.00％。含有Mo的情况下，Mo含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另外，含有Mo的情况下，Mo含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。
Co：0.01～0.50％
Co具有使耐间隙腐蚀性提高的效果。另一方面，含有过量的Co时，使钢硬质化而对弯曲性带来不良影响。因此，含有Co的情况下，将Co含量设定为0.01～0.50％。含有Co的情况下，Co含量优选为0.05％以上。另外，含有Co的情况下，Co含量优选为0.30％以下，更优选为0.10％以下。
还可以以质量％计含有选自V：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、B：0.0003～0.0030％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Y：0.01～0.20％和REM(稀土金属)：0.01～0.10％、Sn：0.001～0.500％和Sb：0.001～0.500％中的一种或两种以上作为任选成分。
V：0.01～0.10％
V是与C和N的亲和力高的元素，在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，具有使母相中的固溶C和固溶N减少、使加工性提高的效果。另一方面，含有过量的V时，使钢硬质化，对弯曲性带来不良影响。因此，含有V的情况下，将V含量设定为0.01～0.10％。含有V的情况下，V含量优选为0.02％以上。另外，含有V的情况下，V含量优选为0.05％以下。
Zr：0.01～0.10％
Zr是与C和N的亲和力高的元素，在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，具有使母相中的固溶C和固溶N减少、使加工性提高的效果。另一方面，含有过量的Zr时，使钢硬质化，对弯曲性带来不良影响。因此，含有Zr的情况下，将Zr含量设定为0.01～0.10％。含有Zr的情况下，Zr含量优选为0.02％以上。另外，含有Zr的情况下，Zr含量优选为0.05％以下。
Nb：0.01～0.10％
Nb是与C和N的亲和力高的元素，在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出，具有使母相中的固溶C和固溶N减少、使加工性提高的效果。另一方面，含有过量的Nb时，使钢硬质化，对弯曲性带来不良影响。因此，含有Nb的情况下，将Nb含量设定为0.01～0.10％。含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.02％以上。另外，含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.05％以下。
B：0.0003～0.0030％
B是对于防止低温二次加工脆化有效的元素。另一方面，含有过量的B时，热加工性降低。因此，含有B的情况下，将B含量设定为0.0003～0.0030％。含有B的情况下，B含量优选为0.0005％以上。另外，含有B的情况下，B含量优选为0.0020％以下。
Mg：0.0005～0.0030％
Mg在钢水中与Al一起形成Mg氧化物而作为脱氧剂发挥作用。另一方面，含有过量的Mg时，钢的韧性降低而制造性降低。因此，含有Mg的情况下，将Mg含量设定为0.0005～0.0030％。含有Mg的情况下，Mg含量优选为0.0010％以上。另外，含有Mg的情况下，Mg含量优选为0.0020％以下。
Ca：0.0003～0.0030％
Ca是使热加工性提高的元素。另一方面，含有过量的Ca时，钢的韧性降低而制造性降低，此外，由于CaS的析出导致耐腐蚀性降低。因此，含有Ca的情况下，将Ca含量设定为0.0003～0.0030％。含有Ca的情况下，Ca含量优选为0.0005％以上。另外，含有Ca的情况下，Ca含量优选为0.0020％以下。
Y：0.01～0.20％
Y是使钢水的粘度降低减少、提高洁净度的元素。另一方面，含有过量的Y时，其效果饱和，此外，加工性降低。因此，含有Y的情况下，将Y含量设定为0.01～0.20％。含有Y的情况下，Y含量优选为0.03％以上。另外，含有Y的情况下，Y含量优选为0.10％以下。
REM(稀土金属)：0.01～0.10％
REM(稀土金属：La、Ce、Nd等原子序号57～71的元素)是使耐高温氧化性提高的元素。另一方面，含有过量的REM时，其效果饱和，此外，在热轧时产生表面缺陷，制造性降低。因此，含有REM的情况下，将REM含量设定为0.01～0.10％。含有REM的情况下，REM含量优选为0.03％以上。另外，含有REM的情况下，REM含量优选为0.05％以下。
Sn：0.001～0.500％
Sn对于在轧制时促进变形区生成而提高加工性是有效的。另一方面，含有过量的Sn时，其效果饱和，此外加工性降低。因此，含有Sn的情况下，将Sn含量设定为0.001～0.500％。含有Sn的情况下，Sn含量优选为0.003％以上。另外，含有Sn的情况下，Sn含量优选为0.200％以下。
Sb：0.001～0.500％
Sb对于在轧制时促进变形区生成而提高加工性是有效的。另一方面，含有过量的Sb时，其效果饱和，此外加工性降低。因此，含有Sb的情况下，将Sb含量设定为0.001～0.500％。含有Sb的情况下，Sb含量优选为0.003％以上。另外，含有Sb的情况下，Sb含量优选为0.200％以下。
另外，上述任选成分的含量小于下限值时，视为该成分作为不可避免的杂质而含有。
在弯曲加工中，拉伸应变从弯曲中性轴向表层侧增大，与板厚薄的材料相比，板厚厚的材料在板厚表层侧被赋予大的拉伸应变。另外，与板厚薄的材料相比，板厚厚的材料从表层到中心的体积大，弯曲加工时，强烈地受到板厚方向的组织的影响，因此，对于提高板厚5.0mm以上的厚铁素体系不锈钢板的热轧退火板的弯曲加工后的表面性状，确保组织的均匀性很重要。
本发明人发现：为了提高铁素体系不锈钢热轧退火钢板的弯曲加工后的表面性状，限定成分及制造方法、将板厚方向的平均结晶粒径的最大值与最小值之差减小至50μm以下、将板厚方向的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差减小至5.0以下、减小板厚方向的结晶粒径的波动及结晶粒径的形状的波动、制成在板厚方向上均匀的组织是极其有效的。
平均结晶粒径的最大值与最小值之差
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的通过下述测定方法1测定的平均结晶粒径的最大值与最小值之差为50μm以下。上述差超过50μm时，弯曲加工后无法得到良好的表面性状。下限没有特别限定，上述差可以为0μm。
(测定方法1)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm。
并且，在上述各观察位置，算出观察范围的面积/观察范围中所含的晶粒的个数的平方根((1800×1000/观察范围中所含的晶粒的个数)1/2)，将其作为上述各观察位置处的平均结晶粒径，求出其最大值与最小值之差。
晶粒的伸长率的最大值与最小值之差
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的通过下述测定方法2测定的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差为5.0以下。上述差超过5.0时，无法得到良好的表面性状。下限没有特别限定，上述差可以为0。
(测定方法2)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm。
并且，在上述各观察位置，算出晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度，将其作为上述各观察位置处的伸长率(伸长率＝晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度)，求出其最大值与最小值之差。
在此，上述晶粒的轧制方向长度为1800μm/轧制方向的平均晶界的数量(晶粒的轧制方向长度＝1800μm/轧制方向的平均晶界的数量)，上述轧制方向的平均晶界的数量如下设定：在每个上述观察位置在观察范围内沿轧制方向划5条长度为1800μm的线，将横穿上述各线的晶界的数量的平均值设定为轧制方向的平均晶界的数量。另外，上述晶粒的板厚方向厚度为1000μm/板厚方向的平均晶界的数量(晶粒的板厚方向厚度＝1000μm/板厚方向的平均晶界的数量)，上述板厚方向的平均晶界的数量如下设定：在每个上述观察位置在观察范围内沿板厚方向划5条长度为1000μm的线，将横穿上述5条各线的晶界的数量的平均值设定为板厚方向的平均晶界的数量。
需要说明的是，在测定方法1、测定方法2中，包含表面的表层的观察位置的观察范围(测定范围)为轧制方向1800μm×从表面向板厚方向(背面方向)1000μm的范围，包含背面的表层的观察位置的观察范围为轧制方向1800μm×从背面向板厚方向(表面方向)1000μm的范围，其它观察位置的观察范围是轧制方向1800μm×以板厚各面的观察位置为中央的板厚方向1000μm的范围。另外，各观察位置的观察范围的一部分区域也可以包含在其它观察位置的观察范围内。
另外，在测定方法1中，观察范围中所含的晶粒的个数如下算出：手动数出完全包含在观察范围内的晶粒的个数(n1)和一部分包含在观察范围内的晶粒的个数(n2)，以n1+(1/2)×n2的形式算出。
另外，在测定方法2中，在每个观察位置在观察范围内沿轧制方向划5条长度为1800μm的线时，按照利用上述各线将观察范围在板厚方向上六等分的方式划线，另外，在每个观察位置在观察范围内沿板厚方向划5条长度为1000μm的线时，按照利用上述各线将观察范围在轧制方向上六等分的方式划线。
板厚：5.0mm以上
本发明是改善厚材料用途的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的弯曲加工后的表面性状的发明。“厚材料”是指板厚为5.0mm以上，特别是在板厚为7.0mm以上的情况下，效果显著。板厚的上限没有特别限定，作为一例，为20.0mm以下。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法进行说明。
首先，将上述成分组成的钢利用转炉、电炉、真空熔化炉等公知的方法熔炼，进而利用VOD(真空吹氧脱碳，Vacuum Oxygen Decarburization)法或者AOD法(氩氧脱碳，ArgonOxygen Decarburization)等进行二次精炼。然后通过连铸法或铸锭-开坯法制成钢原材(钢坯)。将该钢坯在1050～1150℃加热1～24小时或者将高温的钢坯直接供于热轧工序。在热轧工序中，在轧制结束温度为800～950℃的条件下按照板厚达到5.0mm以上的方式进行热轧。将如此制作的热轧钢板用于进行热轧板退火的热轧板退火工序，所述热轧板退火中，以5～100℃/小时的升温速度从200℃加热至700～900℃的温度范围的热轧板退火温度，并且在700～900℃的温度范围内滞留1～50小时。热轧板退火工序后进行酸洗、表面磨削，可以进行除去氧化皮的脱氧化皮处理。对于除去了氧化皮的热轧退火板可以进行表皮光轧。
为了在热轧板退火后得到规定的波动少的结晶粒径和晶粒的伸长率，需要通过适当控制轧制结束温度、热轧板退火时的升温速度、退火温度和滞留时间，由此尽可能地抑制轧制中局部产生的不均匀的恢复、再结晶，并且有效地对钢板整体均匀地赋予轧制应变，钢板整体均匀地无温度不均地进行加热。
轧制结束温度：800～950℃
为了在热轧板退火后得到规定的结晶粒径和晶粒的伸长率波动少的组织，需要通过适当地控制轧制结束温度，由此防止通过热轧赋予的轧制应变因恢复而消除，并且特别是从板厚表层部到板厚中心有效地均匀地赋予轧制应变，对钢板整体均匀地导入充分的再结晶位点。
轧制结束温度超过950℃时，随着轧制时的变形阻力降低，在表层容易导入因轧制时的剪切变形引起的剪切应变，难以在板厚方向上均匀地赋予应变。另外，发生因轧制而赋予的应变的快速恢复或局部再结晶，无法从板厚表层部到板厚中心有效地均匀地赋予轧制应变，作为下个工序的热轧板退火后的再结晶位点不足，或者在热轧板退火中在应变恢复和再结晶的时候产生波动，因此，热轧板退火后形成不均匀的混粒组织，不能得到规定的结晶粒径且晶粒的伸长率波动少的组织。轧制结束温度越低越优选，通过降低轧制结束温度，变形阻力升高，表层的剪切变形不易发生，能够在板厚方向上均匀地积蓄应变，在作为下个工序的热轧板退火后可得到均匀的再结晶组织。但是，使轧制结束温度过度低温化而低于800℃时，随着钢板温度的降低，轧制载荷显著升高，因此，在制造上不优选，有时产生钢板表面的表面粗糙而表面品质降低。因此，为了从板厚表层部到板厚中心确保整体组织的均匀性，轧制结束温度设定为800～950℃的范围。优选轧制结束温度设定为825～925℃的范围。更优选轧制结束温度设定为850～900℃的范围。
升温速度：5～100℃/小时
在本发明中，在上述热轧工序结束后，对冷却后的热轧钢板进行热轧板退火。在本发明中，在热轧工序中从板厚表层部到板厚中心有效地均匀地赋予轧制应变，使再结晶位点增加，由此促进热轧板退火中的结晶粒径和晶粒的伸长率波动少的均匀组织化。为了得到该效果，在热轧板退火工序中，需要将加热开始后从200℃到700～900℃的温度范围的热轧板退火温度(均热温度)的升温速度设定为5～100℃/小时的范围。到上述热轧板退火温度为止的升温速度超过100℃/小时时，板厚表层部与板厚中心部的温度不均增大，在板厚方向上再结晶行为不同，在板厚表层，再结晶充分进行，形成微细整粒组织，但是，在板厚中心部中，输入热不足，再结晶不充分，因此，形成局部恢复或再结晶的粗大的伸长晶粒组织，无法得到在板厚方向上均匀的规定的组织。另一方面，到上述热轧板退火温度为止的升温速度慢于5℃/小时时，充分地进行再结晶，伸长晶粒消失，能够实现形状的均匀化。但是，热轧工序中析出的碳氮化物的一部分发生再固溶，随着钉扎位点消失，再结晶晶粒的一部分显著粗大化，在热轧板退火后形成不均匀的混粒组织，无法使钢板整体为具有均匀微细的结晶粒径的组织。另外，生产率降低，因此，上述升温速度的下限设定为5℃/小时。优选上述升温速度为10～50℃/小时的范围。需要说明的是，在本发明中，低于200℃的区域内的升温速度可以为5～100℃/小时的范围以外。这是因为低于200℃的区域内升温速度对组织带来的影响小。
在700～900℃的温度范围内滞留1～50小时
在本发明中，在热轧板退火工序中，使在热轧工序中形成的轧制加工组织再结晶。在本发明中，在热轧工序中从板厚表层部到板厚中心有效地均匀地赋予轧制应变，使再结晶位点增加，由此促进热轧板退火中的结晶粒径和晶粒的伸长率波动少的均匀组织化。为了得到该效果，需要使热轧钢板在700～900℃的温度范围内滞留。滞留温度低于700℃时，再结晶不充分，在板厚表层侧，形成局部恢复或再结晶的微细的整粒组织，但是，在板厚中心部，形成再结晶不充分的伸长晶粒组织，无法得到结晶粒径和晶粒的伸长率的波动少的均匀组织。另一方面，滞留温度超过900℃时，充分地进行再结晶，伸长晶粒消失，能够实现形状的均匀化。另一方面，在热轧工序中析出的碳氮化物的一部分发生再固溶，随着钉扎位点消失，再结晶晶粒的一部分显著粗大化，热轧板退火后形成不均匀的混粒组织，无法使钢板整体为具有均匀微细的结晶粒径的组织。因此，为了确保从板厚表层部到板厚中心整体的组织的均匀性，将热轧钢板的滞留温度设定为700～900℃的范围。优选滞留温度为750～850℃的范围。
另外，为了确保从板厚表层部到板厚中心整体的组织的均匀性，除了热轧钢板的滞留温度范围以外，滞留的时间也很重要，为了得到均匀组织，需要将热轧板退火时的规定的滞留温度范围内的滞留时间设定为1～50小时。上述滞留时间短于1小时时，板厚表层部与板厚中心部的温度不均增大，在板厚方向上再结晶行为不同，在板厚表层，再结晶充分地进行，形成微细整粒组织，但是，在板厚中心部，输入热不足，再结晶不充分，因此，形成局部恢复或再结晶的粗大的伸长晶粒组织，无法得到在板厚方向上均匀的规定的组织。另一方面，上述滞留时间超过50小时时，充分地进行再结晶，伸长晶粒消失，能够实现形状的均匀化。另一方面，热轧工序中析出的碳氮化物的一部分发生再固溶，随着钉扎位点消失，再结晶晶粒的一部分显著粗大化，热轧板退火后形成不均匀的混粒组织，钢板整体无法得到具有均匀微细的结晶粒径的组织。优选上述滞留时间为5～30小时的范围。需要说明的是，即使在均热前的升温中、均热后的冷却中，处于700～900℃的温度范围内的时间也包含在该滞留时间中。即，在热轧板退火温度为700～900℃的温度范围的情况下，700～900℃的温度范围内的滞留时间包括700℃～热轧板退火温度为止的升温中的时间、热轧板退火温度下的保持时间(均热时间)和从热轧板退火温度到700℃的降温中的时间。另外，对于热轧板退火后的低于700℃的冷却阶段的冷却速度没有限制。
热轧和热轧板退火时的温度使用了利用辐射率0.8的辐射温度计以非接触测定的钢板表面温度。
对于所得到的热轧退火钢板，可以根据需要进行利用喷丸、酸洗的脱氧化皮处理。此外，为了提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。另外，本发明提供的热轧退火钢板之后可以进行冷轧和冷轧板退火。
本发明的铁素体系不锈钢热轧退火钢板适合于实施弯曲加工的用途。钢板的板厚为5.0mm以上。另外，钢板的板厚没有特别限定，例如可以设定为20.0mm以下，可以设定为15.0mm以下。
实施例1
以下，基于实施例对本发明具体地进行说明。本发明的技术范围并非限定于以下实施例。
将形成表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢利用小型真空熔化炉熔炼，制成50kg的钢块。对这些钢块在表2所示的条件下进行热轧(热轧工序)。热轧时的钢块加热温度设定为1100℃，加热保持时间设定为30分钟。接着，对这些热轧钢板在表2所示的条件下实施热轧板退火(热轧板退火工序)。
从如此得到的各热轧退火钢板裁取试验片，对组织和弯曲加工后的表面性状进行评价。
(1)组织评价
按照轧制方向为长度方向的方式裁取板厚×10mm×15mm的试验片，通过王水蚀刻使晶界显现，实施与轧制方向平行的L截面观察。板厚方向的观察位置为包含轧制面的表面表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含轧制面的背面表层这9处。对平均结晶粒径和晶粒的伸长率进行测定的观察范围为轧制方向1800μm、板厚方向1000μm的面积范围。平均结晶粒径以观察范围的面积/观察范围中所含的晶粒的个数的平方根、即平均结晶粒径＝(1800×1000/观察范围中所含的晶粒的个数)1/2的形式算出，求出各观察位置的平均结晶粒径的最大值与最小值之差。晶粒的伸长率如下算出：在观察范围内，沿轧制方向按照使观察范围在板厚方向上六等分的方式划5条1800μm的线，沿板厚方向按照使观察范围在轧制方向上六等分的方式划5条1000μm的线，将横穿在轧制方向上划出的上述5条各线的晶界的数量的平均值作为轧制方向的平均晶界的数量，将横穿在板厚方向上划出的上述5条各线的晶界的数量的平均值作为板厚方向的平均晶界的数量，求出晶粒的轧制方向长度(1800μm/轧制方向的平均晶界的数量)和晶粒的板厚方向厚度(1000μm/板厚方向的平均晶界的数量)，以伸长率(晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度)的形式算出，求出各观察位置的伸长率的最大值与最小值之差。
(2)弯曲加工后的表面性状评价
弯曲试验依据JIS2248：2006金属材料弯曲试验方法，通过压弯法进行。试验片尺寸为板厚×40mm×200mm，轧制直角方向(C方向)为试验片长度方向。弯曲半径为20mm，弯曲角度为120°。表面性状依据JIS B 0601-2001，使用基恩士制造的一键式3D测量显微镜VR-3100，测定弯曲脊线直角方向的粗糙度曲线，求出最大高度Rz。测定长度为2.0cm，测定位置是以弯曲顶点为中心±1.0cm。将弯曲脊线直角方向的粗糙度曲线的最大高度Rz为100μm以下的情况判定为弯曲加工后的表面性状性良好“○”。将最大高度Rz超过100μm的情况判定为弯曲加工后的表面性状性不良“×”。将结果示于表2“弯曲加工后的表面性状”栏中。
如表2所示，本发明钢均具有优良的弯曲加工后的表面性状。与此相对，本发明范围外的比较钢的弯曲加工后的表面性状差。
Figure BDA0002380422800000211
Figure BDA0002380422800000221

Claims (4)

1.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其具有以质量％计含有C：0.001～0.025％、Si：0.05～0.70％、Mn：0.05～0.50％、P：0.050％以下、S：0.01％以下、Cr：10.0～18.0％、Ni：0.01～1.00％、Al：0.001～0.10％、N：0.001～0.025％、Ti：0.01～0.40％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
通过下述测定方法1测定的平均结晶粒径的最大值与最小值之差为50μm以下，
通过下述测定方法2测定的晶粒的伸长率的最大值与最小值之差为5.0以下，板厚为5.0mm以上，
(测定方法1)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm，
并且，在所述各观察位置，算出观察范围的面积/观察范围中所含的晶粒的个数的平方根((1800×1000/观察范围中所含的晶粒的个数)1/2)，将其作为所述各观察位置处的平均结晶粒径，求出其最大值与最小值之差，
(测定方法2)
在包含表面的表层、板厚1/8面的位置、板厚2/8面的位置、板厚3/8面的位置、板厚4/8面的位置、板厚5/8面的位置、板厚6/8面的位置、板厚7/8面的位置、包含背面的表层这9处观察位置，将沿着轧制方向的板厚截面作为观察面，将观察范围设定为轧制方向1800μm×板厚方向1000μm，
并且，在所述各观察位置，算出晶粒的轧制方向长度/晶粒的板厚方向厚度，将其作为所述各观察位置处的伸长率，求出其最大值与最小值之差，
在此，所述晶粒的轧制方向长度为1800μm/轧制方向的平均晶界的数量，所述轧制方向的平均晶界的数量如下设定：在每个所述观察位置在观察范围内沿轧制方向划5条长度为1800μm的线，将横穿所述各线的晶界的数量的平均值设定为所述轧制方向的平均晶界的数量，所述晶粒的板厚方向厚度为1000μm/板厚方向的平均晶界的数量，所述板厚方向的平均晶界的数量如下设定：在每个所述观察位置在观察范围内沿板厚方向划5条长度为1000μm的线，将横穿所述各线的晶界的数量的平均值设定为所述板厚方向的平均晶界的数量。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Co：0.01～0.50％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热轧退火钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自V：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、B：0.0003～0.0030％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Y：0.01～0.20％、REM(稀土金属)：0.01～0.10％、Sn：0.001～0.500％和Sb：0.001～0.500％中的一种或两种以上。
4.一种铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢热轧退火钢板的制造方法，其中，
具有如下工序：
热轧工序，在800～950℃的轧制结束温度下进行热轧而得到热轧钢板；和
热轧板退火工序，对该热轧工序后的热轧钢板进行如下热轧板退火：以5～100℃/小时的升温速度从200℃加热至700～900℃的温度范围的热轧板退火温度，并且在700～900℃的温度范围内滞留1～50小时。
CN201880051166.2A 2017-09-29 2018-09-21 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法 Active CN111032898B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-191034 2017-09-29
JP2017191034 2017-09-29
PCT/JP2018/035099 WO2019065508A1 (ja) 2017-09-29 2018-09-21 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111032898A true CN111032898A (zh) 2020-04-17
CN111032898B CN111032898B (zh) 2021-08-20

Family

ID=65901316

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880051166.2A Active CN111032898B (zh) 2017-09-29 2018-09-21 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11174540B2 (zh)
EP (1) EP3623489A4 (zh)
JP (1) JP6518961B1 (zh)
KR (1) KR102409900B1 (zh)
CN (1) CN111032898B (zh)
MX (1) MX2020001521A (zh)
TW (1) TWI658153B (zh)
WO (1) WO2019065508A1 (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI731672B (zh) * 2020-05-08 2021-06-21 中國鋼鐵股份有限公司 低碳鋼片及其製造方法
JPWO2023027129A1 (zh) * 2021-08-24 2023-03-02

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06279949A (ja) * 1993-03-24 1994-10-04 Nippon Steel Corp 耐高温塩害性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造方法
JPH09256065A (ja) * 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Steel Corp 表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
CN101328561A (zh) * 2007-06-22 2008-12-24 宝山钢铁股份有限公司 析出强化中铬铁素体不锈钢、带钢及其制造方法
CN102465198A (zh) * 2010-11-13 2012-05-23 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种铁素体不锈钢方坯退火的方法
CN102839328A (zh) * 2011-06-24 2012-12-26 宝山钢铁股份有限公司 高深冲性低各向异性的铁素体不锈钢板及其制造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS51787B1 (zh) 1971-01-18 1976-01-10
JPS5141703A (en) 1974-08-21 1976-04-08 Hoelter H Kookusurono jutengasuokyushutsusurutamenosochi
JPS598936B2 (ja) 1976-10-19 1984-02-28 三洋電機株式会社 投射型陰極線管の製造方法
JP3241114B2 (ja) 1992-07-14 2001-12-25 日新製鋼株式会社 リジング性および加工性に優れたフエライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3418928B2 (ja) * 1994-01-26 2003-06-23 日新製鋼株式会社 冷間鍛造用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JPH09287060A (ja) * 1996-04-19 1997-11-04 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高純フェライト系ステンレス熱延鋼帯の製造方法
JP3510787B2 (ja) 1998-04-16 2004-03-29 新日本製鐵株式会社 曲げ性の優れた高強度高靭性ステンレス鋼板
JP3941363B2 (ja) * 1999-09-09 2007-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
US6413332B1 (en) * 1999-09-09 2002-07-02 Kawasaki Steel Corporation Method of producing ferritic Cr-containing steel sheet having excellent ductility, formability, and anti-ridging properties
JP4214671B2 (ja) * 1999-11-02 2009-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系Ｃｒ含有冷延鋼板およびその製造方法
JP2001181798A (ja) 1999-12-20 2001-07-03 Kawasaki Steel Corp 曲げ加工性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法ならびに冷延鋼板の製造方法
WO2003106725A1 (ja) * 2002-06-01 2003-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｔｉ添加フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP4721916B2 (ja) * 2005-01-24 2011-07-13 新日鐵住金ステンレス株式会社 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
JP5737951B2 (ja) 2011-01-05 2015-06-17 日新製鋼株式会社 Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼熱延コイルおよび製造法
JP5307170B2 (ja) 2011-02-25 2013-10-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工肌荒れの少ない成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
BR112013032272A2 (pt) * 2011-06-16 2016-12-20 Nippon Steel & Sumikin Sst chapa de aço inoxidável ferrítico que possui excelente resistência ao enrugamento e método de produção da mesma
WO2015111403A1 (ja) * 2014-01-24 2015-07-30 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス冷延鋼板用素材およびその製造方法
KR101841379B1 (ko) * 2014-02-05 2018-03-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판, 그 제조 방법 및 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
CA2964055C (en) * 2014-10-31 2020-06-30 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate, steel pipe, and production method therefor
JP6142971B1 (ja) * 2015-09-30 2017-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06279949A (ja) * 1993-03-24 1994-10-04 Nippon Steel Corp 耐高温塩害性に優れたフェライト系ステンレス鋼とその製造方法
JPH09256065A (ja) * 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Steel Corp 表面特性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造方法
CN101328561A (zh) * 2007-06-22 2008-12-24 宝山钢铁股份有限公司 析出强化中铬铁素体不锈钢、带钢及其制造方法
CN102465198A (zh) * 2010-11-13 2012-05-23 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种铁素体不锈钢方坯退火的方法
CN102839328A (zh) * 2011-06-24 2012-12-26 宝山钢铁股份有限公司 高深冲性低各向异性的铁素体不锈钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3623489A4 (en) 2020-07-08
KR20200026952A (ko) 2020-03-11
JPWO2019065508A1 (ja) 2019-11-14
JP6518961B1 (ja) 2019-05-29
TW201920711A (zh) 2019-06-01
EP3623489A1 (en) 2020-03-18
CN111032898B (zh) 2021-08-20
US20200377980A1 (en) 2020-12-03
MX2020001521A (es) 2020-03-20
WO2019065508A1 (ja) 2019-04-04
TWI658153B (zh) 2019-05-01
KR102409900B1 (ko) 2022-06-15
US11174540B2 (en) 2021-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110366603B (zh) 耐磨损钢板和耐磨损钢板的制造方法
US11041225B2 (en) Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
JP6017341B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
US10633730B2 (en) Material for cold-rolled stainless steel sheet
JP6811694B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6837372B2 (ja) 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6835046B2 (ja) 薄鋼板及びその製造方法
TWI686486B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法
CN111032898B (zh) 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
EP4339307A1 (en) Steel sheet for hot stamping and hot-stamped molded item
WO2022153790A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼材及びその製造方法
JP7226564B2 (ja) ステンレス鋼板およびその製造方法、刃物、ならびに、カトラリー
JP2001207244A (ja) 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
CN114945689A (zh) 用于夹紧装置的高强度铁素体不锈钢及其制造方法
JP7239072B1 (ja) 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
JP6617858B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP7239071B1 (ja) 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法
EP3604588B1 (en) Ferritic stainless steel
CN116670304A (zh) 气体软氮化用钢板
CN116096934A (zh) 具有改善的深拉延性的奥氏体不锈钢
CN117980524A (zh) 扩孔性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN117616144A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
JP2021155786A (ja) ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
JP2021155791A (ja) ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
JP2021155788A (ja) ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant