CN111655890B - 铁素体系不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

铁素体系不锈钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111655890B
CN111655890B CN201980010612.XA CN201980010612A CN111655890B CN 111655890 B CN111655890 B CN 111655890B CN 201980010612 A CN201980010612 A CN 201980010612A CN 111655890 B CN111655890 B CN 111655890B
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
stainless steel
ferritic stainless
hot
less
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.)
Active
Application number
CN201980010612.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN111655890A (zh
Inventor
田口笃史
石丸咏一朗
小森唯志
木村谦
田村真市
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.)
Nippon Steel Stainless Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Stainless 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 Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp filed Critical Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Publication of CN111655890A publication Critical patent/CN111655890A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111655890B publication Critical patent/CN111655890B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/52—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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

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

Abstract

本铁素体系不锈钢板包含Cr：11.0～30.0％、C：0.001～0.030％、Si：0.01～2.00％、Mn：0.01～2.00％、P：0.003～0.100％、S：0.0100％以下、N：0.030％以下、B：0～0.0025％、Sn：0～0.50％、Ni：0～1.00％、Cu：0～1.00％、Mo：0～2.00％、W：0～1.00％、Al：0～1.00％、Co：0～0.50％、V：0～0.50％、Zr：0～0.50％、Ca：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％、Y：0～0.10％、Hf：0～0.10％、REM：0～0.10％、Sb：0～0.50％及Ti：0.40％以下、Nb：0.50％以下中的任一者或两者，剩余部分包含Fe及杂质，以磷化物的形式存在的P量为0.003质量％以上，利用JIS G 0551测定的结晶粒度号为9.0以上。

Description

铁素体系不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及铁素体系不锈钢板及其制造方法，特别是涉及进行成型加工时的成型性以及耐加工表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
本申请基于2018年3月30日在日本申请的特愿2018-069775号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
奥氏体系不锈钢的代表钢种即SUS304(18Cr-8Ni)由于耐蚀性、加工性、美观性等优异，因此被广泛用于家电、厨房用品、建材等。但是，SUS304由于大量地添加高价且价格变动剧烈的Ni，因此认为钢板的价格高。另一方面，铁素体系不锈钢由于不含有Ni或含量极少，因此作为性价比优异的材料而需求增加。但是，在将铁素体系不锈钢作为成型用途而使用的情况下，成为问题的是成型极限和成型后因形成表面凹凸而引起的耐加工表面粗糙性的劣化。
首先，若对成型极限进行比较，则在奥氏体系不锈钢的情况下，拉伸性优异，但铁素体系不锈钢的拉伸性低，无法使形状产生较大变化。但是，由于能够调整晶体取向(织构)来控制深拉深性，因此在将铁素体系不锈钢作为成型用途使用的情况下，大多采用以深拉深作为主体的成型方法。
接着，对成型加工后的表面特性、特别是加工表面粗糙(成型后的表面凹凸)进行叙述。其中，所谓“表面凹凸”是指在进行加工或成型后在钢板表面产生的微细的凹凸(表面粗糙)，由于该微细的凹凸与晶粒相对应，因此结晶粒径越大则表面凹凸也变得越显著。
在奥氏体系不锈钢的情况下，由于加工硬化特性优异，比较容易制作细粒组织，因此制造出结晶粒度号为约10的钢板。因此，成型加工后的表面凹凸(表面粗糙)小，基本不成问题。另一方面，铁素体系不锈钢的结晶粒度以SUS430计为9左右，以SUS430LX计为7左右，比奥氏体系不锈钢小。这里，粒度号小表示结晶粒径大。
作为铁素体系不锈钢容易成为粗粒的主要原因，是因为：就铁素体系不锈钢而言，除了再结晶粒径容易变大以外，就SUS430LX那样的使C、N降低而谋求了加工性、成型性的提高的高纯度铁素体系不锈钢而言，容易晶粒生长。另外，在铁素体系不锈钢中，即使增加冷轧次数来制造结晶粒径细的制品板，有时也生成表面粗糙，其原因不一定清楚。
在像家电制品的框体或器物那样要求比较严格的成型性的情况下，在铁素体系不锈钢中，大多使用SUS430LX那样的高纯度铁素体系不锈钢。另外，为了确保成型后的强度，所使用的不锈钢板的板厚大多情况为0.6mm以上，但如上所述铁素体系不锈钢由于结晶粒径大，因此成型后的表面粗糙大，通常利用研磨来进行表面凹凸的除去。
由于上述的背景，公开了减轻高纯度铁素体系不锈钢的表面粗糙的方法。
在专利文献1中，公开了使用高纯度的铁素体系不锈钢并控制析出粒子的尺寸及结晶粒径而加工表面粗糙少的成型性优异的铁素体系不锈钢及其制造方法。但是，就专利文献1而言，虽然可得到结晶粒径小的钢板，但成型时的深拉深性不充分，另外存在尽管结晶粒径小也容易产生成型后的表面粗糙的问题。
在专利文献2中公开了一种技术，其是含有Ti和Nb的铁素体系不锈钢，在低温下实施热轧，并且通过采取高的冷轧率而制成细粒，制造成型时的耐表面粗糙性优异的不锈钢。通过这样的技术，专利文献2的不锈钢虽然可得到结晶粒度号为9.5的细粒组织，但是进行压杯成型后的表面粗糙性不一定充分。
在专利文献3中，公开了通过控制具有含有Nb和/或Ti的成分组成的钢的最终冷轧前的结晶粒径而深拉深性、抗起皱(ridging)性及耐表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢。但是，就专利文献3而言，最终制品的结晶粒径为15μm(以结晶粒度号计为9.1)，表面粗糙性不充分。
如上所述，现状是在考虑铁素体系不锈钢的成型加工的情况下，能够成型为规定的形状、并且满足成型后的表面特性是非常困难的。因此，在使用铁素体系不锈钢作为成型用途的情况下，为了除去在成型后所产生的表面凹凸需要进行研磨工序。但是，在该研磨工序中要花费研磨时间，制造成本增大。进而，存在在研磨中产生许多粉尘等问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4749888号公报
专利文献2：日本特开平7-292417号公报
专利文献3：日本专利第3788311号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述问题而进行的，提供成型加工性及成型加工后的耐加工表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
作为对铁素体系不锈钢的加工表面粗糙造成影响的因子，已知有结晶粒度和应变量。但是，如上所述，即使通过控制冷轧条件等来提高结晶粒度和应变量，有时也产生加工表面粗糙，近年来，期望能够更稳定地抑制加工表面粗糙的产生的钢。
于是，本发明人等对铁素体系不锈钢中的加工表面粗糙与金属组织的关系进行了调查。首次认识到：不仅一直以来已知的结晶粒度和应变量、而且钢中的析出物的析出量也对加工表面粗糙产生影响。另外弄清楚了：为了将析出量控制在适当范围，需要控制冷轧前后的热处理温度，进而在冷轧后的热处理中需要快速加热。
本发明的一方案的主旨如下所述。
[1]一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计包含：
Cr：11.0％以上且30.0％以下、
C：0.001％以上且0.030％以下、
Si：0.01％以上且2.00％以下、
Mn：0.01％以上且2.00％以下、
P：0.003％以上且0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.030％以下、
B：0％以上且0.0025％以下、
Sn：0％以上且0.50％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Cu：0％以上且1.00％以下、
Mo：0％以上且2.00％以下、
W：0％以上且1.00％以下、
Al：0％以上且1.00％以下、
Co：0％以上且0.50％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Zr：0％以上且0.50％以下、
Ca：0％以上且0.0050％以下、
Mg：0％以上且0.0050％以下、
Y：0％以上且0.10％以下、
Hf：0％以上且0.10％以下、
REM：0％以上且0.10％以下、
Sb：0％以上且0.50％以下，进而
包含Ti：0.40％以下、Nb：0.50％以下中的任一者或两者，剩余部分包含Fe及杂质，
以磷化物的形式存在的P量为0.003质量％以上，
利用JIS G 0551测定的结晶粒度号为9.0以上。
[2]根据上述[1]所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有：
B：0.0001％以上且0.0025％以下、
Sn：0.005％以上且0.50％以下、
Ni：0.05％以上且1.00％以下、
Cu：0.05％以上且1.00％以下、
Mo：0.05％以上且2.00％以下、
W：0.05％以上且1.00％以下、
Al：0.05％以上且1.00％以下、
Co：0.05％以上且0.50％以下、
V：0.05％以上且0.50％以下、
Zr：0.05％以上且0.50％以下、
Ca：0.0001％以上且0.0050％以下、
Mg：0.0001％以上且0.0050％以下、
Y：0.001％以上且0.10％以下、
Hf：0.001％以上且0.10％以下、
REM：0.001％以上且0.10％以下、
Sb：0.005％以上且0.50％以下中的1种或2种以上。
[3]一种上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：将具有上述[1]或[2]所述的成分的钢进行热轧的热轧工序；在上述热轧工序后，在850℃以上且900℃以下的温度下实施热处理的热轧板退火工序；在上述热轧板退火工序后，将轧制率设定为75％以上且90％以下而进行轧制的冷轧工序；以及紧接着上述冷轧工序而进行的冷轧板退火工序，在上述冷轧板退火工序中，升温过程中的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度为80℃/s以上，板温的最高达到温度为880℃以上且980℃以下，达到最高达到温度后在5sec以内开始冷却，将最高达到温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/s以上而进行冷却。
[4]一种上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：将具有上述[1]或[2]所述的成分的钢进行热轧的热轧工序；在上述热轧工序后，在850℃以上且900℃以下的温度下实施热处理，将以磷化物的形式存在的P量设定为0.003质量％以上的热轧板退火工序；在上述热轧板退火工序后，将轧制率设定为75％以上且90％以下而进行轧制的冷轧工序；以及紧接着上述冷轧工序而进行的冷轧板退火工序，在上述冷轧板退火工序中，升温过程中的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度为80℃/s以上，板温的最高达到温度为880℃以上且980℃以下，达到最高达到温度后在5sec以内开始冷却，将最高达到温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/s以上而进行冷却。
发明效果
根据本发明的一方案，能够提供成型加工性及成型加工后的耐加工表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢板。
附图说明
图1是本实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的再结晶组织的TEM观察结果(TEM照片)。
图2是表示本实施例所涉及的结晶粒度号与P的析出量(Pp)的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的一实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的各必要条件进行详细说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”表述是指“质量％”。
(I)以下对成分的限定理由进行说明。
Cr是提高作为不锈钢的基本特性的耐蚀性的元素。由于低于11.0％时，不能得到充分的耐蚀性，因此下限设定为11.0％以上。另一方面，由于若含有过量的Cr，则促进相当于σ相(Fe-Cr的金属间化合物)的金属间化合物的生成而助长制造时的开裂，因此上限设定为30％。从稳定制造性(成品率、轧制缺陷等)方面出发，优选为14.0％以上且25.0％以下。进一步优选为16.0％以上且20.0％以下较佳。
C由于是降低在本实施方式中重要的成型性的元素，因此优选较少，将上限设定为0.030％以下。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限设定为0.001％以上。在考虑精炼成本及成型性这两者的情况下，优选为0.002％以上且0.020％以下。
Si是提高耐氧化性的元素，但由于若含有过量的Si则导致成型性的降低，因此将上限设定为2.00％以下。从成型性的方面出发，Si量优选较低，但由于过度的降低会导致原料成本的增加，因此将下限设定为0.01％以上。从制造性的观点出发，优选的范围为0.05％以上且1.00％以下，进一步优选为0.05％以上且0.30％以下。
Mn由于与Si同样地若含有大量的Mn则导致成型性的降低，因此将上限设定为2.00％以下。从成型性的方面出发，Mn量优选较低，但由于过度的降低会导致原料成本的增加，因此将下限设定为0.01％以上。从制造性的观点出发，优选的范围为0.05％以上且1.00％以下，进一步优选为0.05％以上且0.30％以下。
P是在本实施方式的钢板中通过以磷化物的形式析出而有助于耐加工表面粗糙性的提高的重要的元素。为了确保磷化物的析出量、提高耐加工表面粗糙性，P量设定为0.003％以上。但是，P由于是使成型性降低的元素，因此将上限设定为0.100％以下。需要说明的是，P量的过度的降低会导致原料成本的上升，而且在考虑成型性和耐加工表面粗糙性这两者的情况下，优选的范围为0.010％以上且0.050％以下，进一步优选为0.020％以上且0.040％以下。
S是杂质元素，由于助长制造时的开裂，因此优选较低，将上限设定为0.0100％以下。S量越低越优选，优选为0.0030％以下。另一方面，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限优选设定为0.0003％以上。从制造性和成本的方面出发，优选的范围为0.0004％以上且0.0020％以下。
N与C同样地是使成型性降低的元素，将上限设定为0.030％以下。但是，由于过度的降低会导致精炼成本的上升，因此下限优选设定为0.002％以上。从成型性和制造性的方面出发，优选的范围为0.005％以上且0.015％以下。
如下述那样含有Ti及Nb中的任一者或两者。
Ti与C、N结合，以TiC、TiN等析出物的形式将C、N固定，通过高纯度化而带来r值及制品延展性的提高。为了得到这些效果而含有Ti的情况下，优选将下限设定为0.03％以上。另一方面，由于若过度含有，则会导致合金成本的上升和伴随再结晶温度上升的制造性的降低，因此上限设定为0.40％以下。从成型性及制造性的方面出发，优选的范围为0.05％以上且0.30％以下。进而，积极地有效利用Ti的上述效果的适宜的范围为0.10％以上且0.20％以下。
Nb也与Ti同样地是将C、N固定的稳定化元素，通过由该作用产生的钢的高纯度化，带来r值及制品延展性的提高。为了得到这些效果而含有Nb的情况下，优选将下限设定为0.03％以上。另一方面，由于若过度含有，则会导致合金成本的上升和伴随再结晶温度的上升的制造性的降低，因此上限设定为0.50％以下。从合金成本、制造性的方面出发，优选的范围为0.03％以上且0.30％以下。进而，积极地有效利用Nb的上述效果的适宜的范围为0.04％以上且0.15％以下。进一步优选为0.06～0.10％。
本实施方式的铁素体系不锈钢板除上述的元素以外(剩余部分)还包含Fe及杂质，但在本实施方式中，除了上述的基本组成以外，也可以进一步选择性含有下述的元素组中的1种或2种以上。即，B、Sn、Ni、Cu、Mo、W、Al、Co、V、Zr、Ca、Mg、Y、Hf、REM、Sb的含量的下限为0％以上。
需要说明的是，本实施方式中的“杂质”是在工业上制造钢时通过以矿石或废铁等那样的原料为代表的制造工序的各种主要原因而混入的成分，也包含不可避免地混入的成分。
B是提高二次加工性的元素。由于为了发挥该效果，需要0.0001％以上，因此将其设定为下限。另一方面，由于若过度含有则会导致制造性、特别是铸造性的劣化，因此将0.0025％以下设定为上限。优选的范围为0.0003％以上且0.0012％以下。
Sn由于是具有提高耐蚀性的效果的元素，因此也可以根据室温下的腐蚀环境而含有。由于该效果在0.005％以上时发挥，因此将其设定为下限。另一方面，由于若大量地含有，则会导致制造性的劣化，因此将0.50％以下设定为上限。考虑制造性，优选的范围为0.02％以上且0.10％以下。
Ni、Cu、Mo、Al、W、Co、V、Zr是对于提高耐蚀性或耐氧化性而言有效的元素，根据需要含有即可。通过将Ni、Cu、Mo、Al、W、Co、V、Zr各自的含量设定为0.05％以上，表现出效果。但是，若过度含有，则不仅会导致成型性的降低，而且会导致合金成本的上升、阻碍制造性。因此，Ni、Cu、Al、W的上限设定为1.00％以下。Ni、Cu、Al、W的上限优选为0.50％以下。Mo由于会导致制造性的降低，因此上限设定为2.00％以下。Mo的上限优选为1.00％以下。Co、V、Zr的上限考虑耐蚀性或耐氧化性提高的效果的体现而设定为0.50％以下。Ni、Cu、Mo、Al、W、Co、V、Zr中的任一种元素更优选的含量的下限设定为0.10％以上。
Ca、Mg是提高热加工性、2次加工性的元素，也可以根据需要而含有。但是，由于若过度含有，则会导致阻碍制造性，因此Ca、Mg的上限设定为0.0050％以下。优选的下限均设定为0.0001％以上。在考虑制造性和热加工性的情况下，对于优选的范围，Ca、Mg均为0.0002％以上且0.0010％以下。
Y、Hf、REM是对于热加工性和钢的清洁度的提高、以及耐氧化性改善而言有效的元素，也可以根据需要而含有。在含有的情况下，上限分别设定为0.10％以下。对于优选的下限，Y、Hf、REM均设定为0.001％以上。这里，本实施方式中的“REM”有由选自归属于原子序数57～71的元素组(镧系元素)中的1种以上构成的元素，例如为La、Ce、Pr、Nd等。另外，本实施方式中所谓的“REM”的含量是镧系元素的合计量。
Sb与Sn同样地是具有提高耐蚀性的效果的元素，也可以根据需要而含有。但是，由于若大量含有，则会导致制造性的劣化，因此将0.50％以下设定为上限。另一方面，由于提高耐蚀性的效果在0.005％以上时发挥，因此将其设定为下限。
本实施方式的铁素体系不锈钢板除了上述的元素以外，还包含Fe及杂质(包含不可避免的杂质)，但除了以上说明的各元素以外，也可以在不损害本实施方式的效果的范围内含有。本实施方式中，例如也可以含有Bi、Pb、Se、H、Ta等，但在该情况下优选尽可能降低。另一方面，对于这些元素，在解决本实施方式的课题的限度内控制其含有比例，也可以根据需要而含有Bi≤100ppm、Pb≤100ppm、Se≤100ppm、H≤100ppm、Ta≤500ppm中的1种以上。
(II)接下来，对金属组织进行说明。
本实施方式的铁素体系不锈钢板由结晶粒度号为9.0以上的铁素体单相组织构成。
结晶粒度号设定为9.0以上。结晶粒度号越大、即铁素体晶粒的粒径越小则成型后的加工表面粗糙越难以产生，因此将其设定为下限。为了进一步抑制表面粗糙，优选超过9.5，进一步优选超过10.0。但是，若晶粒的粒径变得过小，则有可能强度上升而压制成型性降低。因此，结晶粒度号优选为12以下。
结晶粒度号可以通过JIS G 0551(2013)的线段法而求出。需要说明的是，“粒度号：9”相当于将晶粒内横切的每1晶粒的平均线段长为14.1μm，“粒度号：10”相当于将晶粒内横切的每1晶粒的平均线段长为10.0μm。在结晶粒度的测定中，根据试验片截面的光学显微镜组织照片，将对1个试样横切的晶粒数设定为500个以上。蚀刻液为王水或逆王水较佳，但只要是可判断结晶晶界，则也可以是其他的溶液。另外，由于根据邻接的晶粒的取向关系，有时无法鲜明地看到晶界，因此优选较浓地进行蚀刻。另外，在结晶晶界的测定时，孪晶晶界不进行测定。
另外，本实施方式的铁素体系不锈钢板的金属组织由铁素体单相组织构成，并且生成了后述的P的析出物(磷化物)。这意味着不含奥氏体相或马氏体组织。这是由于，在包含奥氏体相或马氏体组织的情况下，比较容易使结晶粒径变得微细。进而，奥氏体相通过TRIP效应而显示出高的成型性。但是，除了原料成本变高以外，而且在制造时变得容易引起边裂等成品率降低，因此金属组织设定为铁素体单相组织。需要说明的是，在钢中除了磷化物以外有时还存在碳氮化物等析出物，但并不较大左右本实施方式的效果，因此不考虑这些，上文对主相的组织进行了描述。
(III)接着，对P的析出量进行说明。
通常，铁素体系不锈钢板中的P由于会降低成型性(r值及制品延展性)，因此认为应该降低其含量。但是，本发明人等的研究的结果是首次认识到：钢中的磷化物的析出量会对加工表面粗糙产生影响。因此，本实施方式中，弄清楚了：通过除了控制结晶粒度以外，还控制以磷化物的形式存在的P量、即P的析出量Pp，能够进一步稳定地抑制加工表面粗糙，特征在于规定了P的析出量Pp这点。
像这样，由于钢中的磷化物对加工表面粗糙抑制有较大贡献，因此需要确保P的析出量。因此，本实施方式中将以磷化物的形式存在的P量(P的析出量Pp)设定为0.003质量％以上。优选设定为0.004质量％以上，进一步优选设定为0.005质量％以上。P的析出量Pp的上限没有特别限定，但由于钢板的P含量的上限为0.100％以下，因此同样地P的析出量Pp也将上限设定为0.100％以下较佳。需要说明的是，本实施方式中所谓的磷化物可列举出例如Fe磷化物、Mn磷化物、Ti磷化物、Nb磷化物、Al磷化物等，但种类或组成没有特别限定。即，本实施方式中，不管磷化物的具体的组成、存在形态如何，以磷化物的形式存在的P量(P的析出量Pp)为上述范围内是重要的。
将P的析出量Pp控制为上述范围内的方法的详细情况在后文叙述，但可以通过控制在冷轧工序的前后实施的热处理(热轧板退火及最终退火)的处理温度、并且快速地进行冷轧后的热处理中的加热过程来进行控制。
析出的磷化物有助于加工表面粗糙抑制的原因在深入调查中，目前如下认为。
一般而言，认为由于析出物在晶界上容易析出，因此通过热轧板退火而析出的磷化物也大部分在晶界上析出。之后，认为伴随着金属组织通过冷轧被压碎而沿轧制方向伸长，在晶界上析出的磷化物成为沿轧制方向大致平行地排列的状态。若从该状态实施设定为快速加热、短时间保持、快速冷却的最终退火来谋求再结晶化，则几乎不改变磷化物的上述析出状态地获得金属组织的再结晶组织。即，通过将最终退火设定为快速加热、短时间保持、快速冷却，成为维持了磷化物沿轧制方向平行地排列的状态的再结晶组织。
实际上，本发明人等在通过这样的制法(后述的本实施方式的制造方法范围内)而制造的制品板的薄膜TEM观察中，可以确认到再结晶组织的晶粒内的磷化物与轧制方向平行地排列的样子。图1表示以满足后述的本实施方式的条件制造的钢板中的再结晶组织的TEM观察结果。如由图1也表明的那样，可以确认在再结晶组织的晶粒内，P化物按照沿着轧制方向的方式析出。需要说明的是，在晶粒内析出的析出物是否为P化物可以通过EDS分析及电子衍射图谱解析来鉴定。
若将具备这样的析出状态的磷化物的不锈钢板进行加工而施加应变，则通过彼此平行地排列的磷化物而妨碍位错的移动。认为结果是该磷化物显示出与结晶晶界同样的作用效果，有助于加工表面粗糙的抑制。
P的析出量Pp通过如下的电解提取残渣法来进行测定。
从不锈钢板的宽度方向中心切取30mm见方左右大小的试验片，将相当于钢板表面的试验片的整面用粒度号#600的耐水研磨纸进行湿式研磨。在研磨后，通过在包含10％马来酸酐及2％四甲基氯化铵的甲醇溶液中以-100mV的恒电位进行电解而将试验片母材(不锈钢母材)溶解。电解后，使用200nm目的过滤器来捕捉未溶解而残存于溶液中的残渣(析出物)。将所捕捉的析出物用纯水进行洗涤及干燥。接着，通过王水和高氯酸使析出物溶解，依据JIS G 1258并采用ICP发射光谱分析法来进行元素分析，求出析出物中的P的质量。将所得到的P量除以因电解而引起的试验片的质量变化量(“电解前的试验片的质量”―“电解后的试验片的质量”)并以百分率表示的值设定为“P的析出量Pp”(质量％)。
(IV)接着，对本实施方式的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。
本实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板的制造方法将热轧、热轧板退火、冷轧及冷轧板退火(最终退火)组合，根据需要适当进行酸洗。即，作为制造方法的一个例子，例如可以采用包含炼钢―热轧―热轧板退火―冷轧―冷轧板退火(最终退火)的各工序的制法。
为了如上所述满足本实施方式中重要的结晶粒径和磷化物的析出状态这两者而应该控制的条件是热轧后的热处理(热轧板退火)的条件、冷轧率、冷轧后的热处理(冷轧板退火)的条件，关于除此以外的工序、条件没有特别限制。
热轧后，在850℃以上且900℃以下的温度下实施热处理(热轧板退火)，确保热处理后的磷化物的析出量Pp。若热处理温度低于850℃，则有可能在板厚中心部产生再结晶不良，因r值的降低而引起成型性降低或因起皱发生而引起加工后的研磨特性的恶化。因此，热轧板退火的热处理温度的下限设定为850℃以上。优选为860℃以上。另外，若热处理温度超过900℃，则磷化物的析出量不足，无法确保上述的析出量Pp。因此，将热轧板退火的热处理温度的上限设定为900℃以下。优选为880℃以下，更优选低于870℃。需要说明的是，由于在冷轧后的退火(最终退火)中几乎没有使析出状态发生变化，因此控制该阶段的P的析出量Pp是重要的。优选通过热轧板退火，在热轧板退火后的阶段，将以磷化物的形式存在的P量(P的析出量Pp)设定为0.003质量％以上。
之后的冷轧中的轧制率设定为75％以上且90％以下。
为了通过在冷轧后进行的热处理而使再结晶粒径变得微细，需要增多导入应变量。再结晶从导入了许多应变的部分开始。即，加工量越多(轧制率越大)的材料，则成为再结晶的起点的部分(核)越多，因此再结晶粒径变得越小。由于这些，为了增大结晶粒度号(减小结晶粒径)，轧制率高较佳。如果轧制率低于75％，则不能得到这些效果，并且还有可能r值降低而成型性降低。因此，本实施方式中轧制率设定为75％以上。另外，由于轧制率越高，则r值越提高，因此轧制率优选为80％以上。另一方面，轧制率超过90％时，相反r值降低，有可能引起成型性的降低。因此，轧制率设定为90％以下的范围。
冷轧后，紧接着进行热处理(冷轧板退火)，但本实施方式的特征在于快速地进行该热处理。具体而言，在冷轧板退火中，将升温过程中的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度设定为80℃/s以上。最高达到温度为880℃以上且980℃以下。达到最高达到温度后在5sec以内开始冷却，将最高达到温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/s以上而进行冷却。
需要说明的是，本实施方式中所谓的“400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度”设定为该温度范围的钢板温度的上升幅度(400℃)除以该温度范围的升温所需的时间而得到的值。所谓“最高达到温度～700℃的温度范围内的平均冷却速度”设定为最高达到温度～700℃的钢板的温度下降幅度除以从达到最高达到温度的时刻到成为700℃的时刻为止的所需时间而得到的值。另外，以下的说明中的温度(℃)全部是指钢板温度。
如上所述，本实施方式中，将通过热轧板退火而析出的磷化物通过冷轧压碎而设定为与冷轧方向平行地排列的析出状态，在维持该析出状态的情况下进行再结晶，得到制品板。而且，具备成为上述的析出状态的磷化物的制品板由于即使进行成型加工而施加应变，也能够通过磷化物而妨碍位错的移动，因此变得能够抑制加工表面粗糙。
由此，冷轧板退火以能够在维持冷轧后的析出状态的情况下进行再结晶的条件实施变得重要。
为了维持冷轧后的析出状态、获得耐加工表面粗糙效果，将升温过程的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度设定为80℃/s以上，并且在达到最高温度后5秒以内开始冷却。即，在400℃～800℃的温度范围以80℃/s以上的平均升温速度进行快速升温，加热至最高达到温度(880℃以上且980℃以下)而将该最高达到温度下的保持时间设定为5秒以内而开始冷却。需要说明的是，本实施方式中，在最高达到温度下保持时，也可以将温度保持恒定，但只要是最高达到温度±10℃(最高达到温度-10℃～最高达到温度+10℃)的范围内，则即使保持温度发生变动也被允许。但是，在保持温度在上述范围内发生变动的情况下，需要按照不脱离最高达到温度的适当范围(880℃以上且980℃以下)的方式进行控制。
400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度低于80℃/s或保持时间超过5秒时，有时磷化物固溶而无法确保作为制品的析出量。另外，400℃～800℃的温度范围内的快速升温还具有将再结晶粒径微细化的效果，对抑制加工表面粗糙是有效的。若进一步以存在析出物的状态进行快速升温，则通过析出物的钉扎效应而抑制晶粒生长，因此具有将制品粒径进一步微细化、进一步抑制加工表面粗糙的效果。从这样的观点出发，优选400℃～800℃的温度范围的平均升温速度为150℃/s以上。
另外，从维持磷化物的析出状态的观点出发，最高达到温度下的保持时间优选设定为2秒以下。保持时间也可以为0秒、即达到最高达到温度后立即开始冷却。
本实施方式中由于通过快速加热来进行升温过程，因此升温所需的时间成为短时间。为了在该短时间内完成再结晶，将最高达到温度设定为880℃以上。若最高达到温度低于880℃，则有可能再结晶变得不充分，因延展性降低而导致加工性劣化。因此，本实施方式中，最高达到温度设定为880℃以上，优选设定为900℃以上。另一方面，若再结晶完成后的晶粒进行生长，则有可能因晶粒的粗大化或由磷化物固溶引起的析出量的不足而导致耐加工表面粗糙性恶化，因此最高达到温度将980℃以下设定为上限。优选为950℃以下。
由于若在冷却过程中进行晶粒生长或磷化物的固溶，则耐加工表面粗糙性劣化，因此将最高达到温度～700℃的温度范围内的平均冷却速度的下限设定为50℃/s以上。优选为100℃/s以上。最高达到温度～700℃的温度范围内的平均冷却速度的上限优选为500℃/s以下。
需要说明的是，在冷轧板退火中，通过在比上述的条件低的温度域进行长时间热处理，还能够确保磷化物而获得再结晶组织，但结晶粒径变大，耐表面粗糙特性劣化。进而，晶内的磷化物的析出状态成为与轧制方向平行地排列的状态而首次发挥抑制耐加工表面粗糙的效果。因此，即使在冷轧板退火的过程中使磷化物析出，其也不会发挥该效果。即，通过冷轧来控制磷化物的析出状态、并且以可维持该析出状态的上述的条件进行冷轧板退火是重要的。
通过以上说明的制造方法，可以制造本实施方式所涉及的铁素体系不锈钢板。
需要说明的是，在本实施方式中，热轧板退火及冷轧板退火可以是间歇式退火，也可以是连续式退火。另外，各退火如果必要则可以是在氢气或氮气等无氧化气氛中进行退火的光亮退火，也可以在大气中进行退火。
另外，适用于本实施方式的铁素体系不锈钢板的板厚没有特别限定，从强度确保的观点出发优选为0.5mm以上，优选为0.6mm以上。在板厚薄的情况下，在成型后的部件中有时强度变得不充分。需要考虑成为制造对象的部件的尺寸或形状、耐载荷等来进行设计。
以上，根据本实施方式，能够提供成型加工性及成型后的耐加工表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢板。另外，本实施方式的铁素体系不锈钢板由于耐加工表面粗糙性优异，因此特别适于需要用于在成型加工后除去表面凹凸(表面粗糙)的研磨的用途。
实施例
接着示出本发明的实施例。本实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于以下的实施例中采用的条件。只要不脱离本发明的必要条件、可达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
需要说明的是，下述所示的表中的下划线表示脱离本实施方式的范围。
将具有表1中所示的成分组成的不锈钢进行熔炼而铸造成板坯，将板坯通过热轧而轧制成规定的板厚。之后，实施热轧板退火、冷轧、冷轧板退火而制造了0.6mm厚的不锈钢板(制品板)No.1～44。热轧板退火的热处理温度(退火温度)、冷轧率、冷轧板退火中的400～800℃间的平均升温速度、最高达到温度、至冷却开始为止的所需时间(保持时间)、以及最高达到温度～700℃的温度范围内的平均冷却速度如表2～表4那样变化。需要说明的是，热轧板退火中的退火时间(保持时间)设定为40～60秒的范围内。
接着，从所得到的不锈钢板No.1～No.44的宽度中央附近切取试验片，依据JIS G0551(2013)并通过线段法测定结晶粒度号(GSN)。需要说明的是，在测定结晶粒度时，根据试验片截面的光学显微镜组织照片，将对1个试样横切的晶粒数设定为500以上。
进而，从不锈钢板No.1～No.44切取φ110mm的试样，通过液压成型试验机进行了拉深比为2.2的杯成型试验。获知拉深比对杯成型后的表面粗糙产生较大影响，但其他的成型条件不造成影响。需要说明的是，这次实施的杯成型试验条件设定为：冲头径为50mm、冲头肩R为5mm、模径为52mm、模肩R为5mm、防皱压力为1吨、留空量为单侧1.67t(t为板厚)。进而，作为试样与冲头间的润滑剂，涂布了出光兴产株式会社制的防锈油“Daphne Oil CoatZ3(注册商标)”。之后为了保护成型后的钢板表面，贴附了润滑片“NICHIAS株式会社制Naflon Tape TOMBO9001”。
对于以拉深比2.2完成了成型的试样，测定杯成型后的表面粗糙度而对加工表面粗糙进行了评价。
这里，对杯成型后的试样(成型品)的每个部位的表面粗糙度的程度、不均进行了调查，结果认识到在纵壁部的内侧和外侧有不均。对调查结果进行详述。
本发明人等对杯成型后的试样的各部位的表面粗糙度进行了调查。认识到杯成型后的加工表面粗糙并非如一般已知的那样单纯地与结晶粒度和应变量成正比，由于通过成型时的与模具的接触而抑制成型品的表面中的凹凸的生成，因此表面粗糙度变小。特别是获知在成型品的纵壁部中的外壁中，在成型时按压于模具的力强，成型时的凹凸的生成和由与模具的接触带来的凹凸的抑制进行竞争，因此成型品的粗糙度在每个测定位置不均变大。因而，认为在纵壁部的外壁进行杯成型后的加工表面粗糙的评价不适宜。
于是，对按压于模具的力比较小的纵壁部的内壁的表面粗糙度进行了测定。其结果是认识到：能够以良好的精度测定杯成型后的表面粗糙度。另外，由于内壁与外壁相比表面粗糙度较大，因此在成型后的研磨工序中粗糙度大的内壁最耗费研磨时间。因此，认为假定了成型后的研磨的表面粗糙度的测定(加工表面粗糙的评价)在成型品的纵壁部的内壁实施是适宜的。如果加工表面粗糙的评价在成型品的纵壁部的内壁良好，则可以判断在外壁也良好。
在杯成型后的试样的纵壁部的内侧的高度中央部，对于与高度方向平行的5mm长度，使用二维接触式的表面粗糙度测定机，进行JIS B 0601中记载的表面粗糙度测定，算出算术平均粗糙度Ra。以算术平均粗糙度Ra1.00μm作为基准，将Ra低于1.00μm的情况判断为加工表面粗糙评价良好(“○”)，将Ra为1.00μm以上的情况判断为加工表面粗糙评价不良(“×”)。
另外，与上述同样地通过电解提取残渣法测定了制品板中的P的析出量Pp。
首先，从不锈钢板的宽度方向中心切取30mm见方左右大小的试验片，将相当于钢板表面的试验片整面用粒度号#600的耐水研磨纸进行了湿式研磨。研磨后，通过在包含10％马来酸酐及2％四甲基氯化铵的甲醇溶液中以-100mV的恒电位进行电解而将试验片母材(不锈钢母材)溶解。电解后，使用200nm目的过滤器捕捉未溶解而残存于溶液中的残渣(析出物)。将所捕捉的析出物用纯水进行洗涤及干燥。接着，通过王水和高氯酸使析出物溶解，依据JIS G 1258并采用ICP发射光谱分析法进行元素分析，求出析出物中的P的质量。将所得到的P量除以因电解而引起的试验片的质量变化量(“电解前的试验片的质量”―“电解后的试验片的质量”)并以百分率表示的值设定为“P的析出量Pp”(质量％)。
需要说明的是，对于实施冷轧之前的热轧退火板中的P的析出量Pp也通过同样的方法进行了测定。
综上，将测定结果、评价结果示于表5～表7中。
如表2～表7中所示的那样，获知根据本实施方式，通过利用退火条件、轧制条件的适当化而控制磷化物的析出量，能够获得加工后的表面粗糙性优异、并且成型性优异的铁素体系不锈钢板。
本发明例中，Ra<1.00μm，加工表面粗糙得以抑制。
另一方面，表2～表7的No.25、26是成分组成成为范围外的例子，虽然P的析出量Pp及结晶粒度号均在实施方式的范围内，但成型性劣化而无法进行拉深。另外，No.27、28均为使用了未添加Ti、Nb的钢L的例子，但P的固定化不充分，P的析出量Pp变得低于0.001％，并且成型性劣化而无法拉深。
No.3、22由于冷轧板退火时的平均升温速度过低，因此磷化物的固溶进展而P的析出量Pp不足。进而，结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
No.5、10、12、24由于保持时间过长，因此磷化物的固溶进展而P的析出量Pp不足。进而，结晶粒度号也变小，加工表面粗糙性劣化。
No.6、15由于热轧板退火时的退火温度低，并且平均升温速度过低，因此结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
No.7由于冷轧率小，进而最高达到温度过高，因此晶粒生长进展而结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
No.9由于热轧板退火时的退火温度过高，因此无法确保P的析出量Pp而加工表面粗糙性劣化。
No.16由于最高达到温度过高，因此结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
No.19由于冷轧板退火时的平均升温速度低，并且保持时间过长，因此磷化物的固溶进展而P的析出量Pp不足。进而，结晶粒度号也变小，加工表面粗糙性劣化。
No.20由于冷轧率过小，因此结晶粒度号变小。其结果是，加工表面粗糙性劣化。
No.21由于热轧板退火时的退火温度过高，因此无法确保P的析出量Pp而加工表面粗糙性劣化。
No.14由于最高达到温度过高，因此晶粒生长进展而结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
No.31由于冷轧板退火时的平均冷却速度低，因此磷化物的固溶进展而P的析出量Pp不足，并且结晶粒度号也变小，加工表面粗糙性劣化。
No.32由于冷轧板退火时的平均冷却速度低，因此磷化物的固溶进展而P的析出量Pp不足，加工表面粗糙性劣化。
No.36由于热轧板退火时的退火温度过高，因此无法确保P的析出量Pp而加工表面粗糙性劣化。
No.38由于冷轧板退火时的平均升温速度低，进而最高达到温度过高，因此晶粒生长进展而结晶粒度号变小，加工表面粗糙性劣化。
另外，在图2中在粒度号为9.0以上并且析出P量低于0.003％的区域中，由于比较细粒，因此加工表面粗糙期望稍微降低，但由于没有由P化物带来的抑制加工表面粗糙的效果，因此与相同程度的粒度号且析出P量多的本发明例相比耐加工表面粗糙性差。
需要说明的是，关于P低于0.003％的钢成分，与表2～表7的No.4同样地进行了制造，结果析出P量为0.003％以下，成型试验后的Ra为1.00μm以上。关于P超过0.1％的钢组成，与表2～表7的No.4同样地进行了制造，结果成型性差，无法成型。
Figure BDA0002607098670000201
Figure BDA0002607098670000211
Figure BDA0002607098670000221
Figure BDA0002607098670000231
Figure BDA0002607098670000241
Figure BDA0002607098670000251
Figure BDA0002607098670000261
产业上的可利用性
根据本实施方式，能够提供成型加工性及成型加工后的耐加工表面粗糙性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。因此，本实施方式的铁素体系不锈钢板适宜应用于成型用途。

Claims (7)

1.一种铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计包含：
Cr：11.0％以上且30.0％以下、
C：0.001％以上且0.030％以下、
Si：0.01％以上且2.00％以下、
Mn：0.01％以上且2.00％以下、
P：0.003％以上且0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.030％以下、
B：0％以上且0.0025％以下、
Sn：0％以上且0.50％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Cu：0％以上且1.00％以下、
Mo：0％以上且2.00％以下、
W：0％以上且1.00％以下、
Al：0％以上且1.00％以下、
Co：0％以上且0.50％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Zr：0％以上且0.50％以下、
Ca：0％以上且0.0050％以下、
Mg：0％以上且0.0050％以下、
Y：0％以上且0.10％以下、
Hf：0％以上且0.10％以下、
REM：0％以上且0.10％以下、
Sb：0％以上且0.50％以下，进而
包含Ti：0.40％以下、Nb：0.50％以下中的任一者或两者，剩余部分包含Fe及杂质，
以磷化物的形式存在的P量为0.003质量％以上，
利用JIS G 0551-2013测定的结晶粒度号为9.0以上。
2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有：
B：0.0001％以上且0.0025％以下、
Sn：0.005％以上且0.50％以下、
Ni：0.05％以上且1.00％以下、
Cu：0.05％以上且1.00％以下、
Mo：0.05％以上且2.00％以下、
W：0.05％以上且1.00％以下、
Al：0.05％以上且1.00％以下、
Co：0.05％以上且0.50％以下、
V：0.05％以上且0.50％以下、
Zr：0.05％以上且0.50％以下、
Ca：0.0001％以上且0.0050％以下、
Mg：0.0001％以上且0.0050％以下、
Y：0.001％以上且0.10％以下、
Hf：0.001％以上且0.10％以下、
REM：0.001％以上且0.10％以下、
Sb：0.005％以上且0.50％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，所述的Ti、Nb及P中的任1种以上的含量以质量％计满足以下的范围：
Ti：0.05％以上且0.30％以下、
Nb：0.04％以上且0.30％以下、
P：0.020％以上且0.040％以下。
4.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，所述以磷化物的形式存在的P量为0.005质量％以上，而且所述利用JIS G 0551-2013测定的结晶粒度号超过9.5。
5.根据权利要求3所述的铁素体系不锈钢板，其特征在于，所述以磷化物的形式存在的P量为0.005质量％以上，而且所述利用JIS G 0551-2013测定的结晶粒度号超过9.5。
6.一种权利要求1～5中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：
将具有权利要求1～3中任一项所述的成分的钢进行热轧的热轧工序；
在所述热轧工序后，在850℃以上且900℃以下的温度下实施热处理的热轧板退火工序；
在所述热轧板退火工序后，将轧制率设定为75％以上且90％以下而进行轧制的冷轧工序；以及
紧接着所述冷轧工序而进行的冷轧板退火工序，
在所述冷轧板退火工序中，升温过程中的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度为80℃/s以上，板温的最高达到温度为880℃以上且980℃以下，达到最高达到温度后在5sec以内开始冷却，将最高达到温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/s以上而进行冷却。
7.一种权利要求1～5中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：
将具有权利要求1～3中任一项所述的成分的钢进行热轧的热轧工序；
在所述热轧工序后，在850℃以上且900℃以下的温度下实施热处理，将以磷化物的形式存在的P量设定为0.003质量％以上的热轧板退火工序；
在所述热轧板退火工序后，将轧制率设定为75％以上且90％以下而进行轧制的冷轧工序；以及
紧接着所述冷轧工序而进行的冷轧板退火工序，
在所述冷轧板退火工序中，升温过程中的400℃～800℃的温度范围内的平均升温速度为80℃/s以上，板温的最高达到温度为880℃以上且980℃以下，达到最高达到温度后在5sec以内开始冷却，将最高达到温度至700℃的温度范围内的平均冷却速度设定为50℃/s以上而进行冷却。
CN201980010612.XA 2018-03-30 2019-03-07 铁素体系不锈钢板及其制造方法 Active CN111655890B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018-069775 2018-03-30
JP2018069775 2018-03-30
PCT/JP2019/009147 WO2019188094A1 (ja) 2018-03-30 2019-03-07 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111655890A CN111655890A (zh) 2020-09-11
CN111655890B true CN111655890B (zh) 2021-10-29

Family

ID=68059877

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980010612.XA Active CN111655890B (zh) 2018-03-30 2019-03-07 铁素体系不锈钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP3805417A4 (zh)
JP (1) JP6906688B2 (zh)
KR (1) KR102443897B1 (zh)
CN (1) CN111655890B (zh)
BR (1) BR112020015001A2 (zh)
WO (1) WO2019188094A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022145063A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
WO2022145066A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
CN113388780A (zh) * 2021-05-25 2021-09-14 宁波宝新不锈钢有限公司 一种厨具面板用430铁素体不锈钢及其制备方法
TWI796838B (zh) * 2021-11-17 2023-03-21 日商日鐵不銹鋼股份有限公司 肥粒鐵系不鏽鋼板
CN116024504A (zh) * 2022-12-16 2023-04-28 坤石容器制造有限公司 一种半导体行业高纯化学不稳定电子特气用铁素体不锈钢及其制备方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1012181B (zh) * 1984-06-28 1991-03-27 日新制钢株式会社 具有优良成型性和二次加工性的加磷铁素体不锈钢
JP2818182B2 (ja) * 1989-02-20 1998-10-30 新日本製鐵株式会社 表面疵のない加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板の製造法
JP3142427B2 (ja) * 1993-11-02 2001-03-07 川崎製鉄株式会社 耐２次加工脆性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JPH07292417A (ja) 1994-04-22 1995-11-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
KR0167168B1 (ko) * 1994-10-28 1999-03-20 이희종 수/배전반용 디지탈 계측기의 정격전압 결정 방법
JP3477957B2 (ja) * 1995-11-24 2003-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 ２００〜４００℃の高温酸化環境下での耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP3455047B2 (ja) * 1997-01-23 2003-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性及びローピング特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
JP3788311B2 (ja) 2001-10-31 2006-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
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
CN100519225C (zh) * 2004-03-18 2009-07-29 樱花彩色产品株式会社 用于圆珠笔、滚珠笔或凝胶墨水滚珠笔的笔尖
JP4749888B2 (ja) * 2006-02-22 2011-08-17 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およびその製造方法
JP5073966B2 (ja) * 2006-05-25 2012-11-14 日新製鋼株式会社 時効硬化型フェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた時効処理鋼材
JP5545301B2 (ja) * 2009-10-28 2014-07-09 コニカミノルタ株式会社 有機エレクトロルミネッセンスパネルの製造方法、有機エレクトロルミネッセンスパネル
JP5670064B2 (ja) * 2010-02-22 2015-02-18 日新製鋼株式会社 フェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法
JP2014183254A (ja) * 2013-03-21 2014-09-29 Jfe Steel Corp 太陽電池基板用フェライト系ステンレス箔
CN104109809B (zh) * 2014-06-20 2018-11-06 宝钢不锈钢有限公司 一种高成形性低铬铁素体不锈钢及制造方法
CN105839021B (zh) * 2015-01-12 2017-07-28 宝钢特钢有限公司 含稀土高铬铁素体不锈钢钢管制造方法
JP6602112B2 (ja) * 2015-08-31 2019-11-06 日鉄ステンレス株式会社 耐二次加工脆性に優れた深絞り成形用高純度フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6022097B1 (ja) * 2016-03-30 2016-11-09 日新製鋼株式会社 Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法
JP2018069775A (ja) 2016-10-25 2018-05-10 いすゞ自動車株式会社 インバータ冷却用ポンプの制御装置及び車両

Also Published As

Publication number Publication date
CN111655890A (zh) 2020-09-11
BR112020015001A2 (pt) 2020-12-29
JPWO2019188094A1 (ja) 2020-12-17
KR102443897B1 (ko) 2022-09-19
EP3805417A1 (en) 2021-04-14
KR20200100159A (ko) 2020-08-25
EP3805417A4 (en) 2022-01-05
WO2019188094A1 (ja) 2019-10-03
JP6906688B2 (ja) 2021-07-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111655890B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP3886933B2 (ja) プレス成形性，二次加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
KR101289518B1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
CN104093871B (zh) 耐热铁素体系不锈钢冷轧钢板、冷轧基材用铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法
JP4749888B2 (ja) 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およびその製造方法
KR101612593B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 냉연 강판, 그 제조 방법 및 그것을 사용한 부재
CN114502760B (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
KR20190085025A (ko) 핫 스탬프용 강판
JP5307170B2 (ja) 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
JP6738928B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN110582589A (zh) 不锈钢冷轧钢板用原材及其制造方法
JPH08253818A (ja) 面内異方性が小さく強度−伸びバランスに優れるフェライト系ステンレス鋼帯の製造方法
JP7304715B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP6836969B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP2001271143A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
CN111032898A (zh) 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
JP2003213376A (ja) 二次穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
TW202233864A (zh) 麻田散鐵系不鏽鋼材及其製造方法
CN112513303B (zh) 铁素体系不锈钢板
CN111868283A (zh) 钢板
CN111954724A (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
JP3508685B2 (ja) 打ち抜き性と成形性に優れるフェライト系ステンレス冷延鋼板
JP4167166B2 (ja) 靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯及びその製造方法
JP4606820B2 (ja) 軟質なＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2022079072A (ja) フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法

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