CN1307320C - 含Ti铁素体不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN1307320C CNB038140829A CN03814082A CN1307320C CN 1307320 C CN1307320 C CN 1307320C CN B038140829 A CNB038140829 A CN B038140829A CN 03814082 A CN03814082 A CN 03814082A CN 1307320 C CN1307320 C CN 1307320C
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Abstract

本发明是提供减轻精炼负荷，而且钢的加工特性优良的低屈服强度的含Ti铁素体不锈钢板及其制造方法的发明。具体说是在以%(质量)计其成分由C：0.01%以下、Si：0.5%以下、Mn：0.3%以下、P：0.01%以上0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：8%以上30%以下、Al：1.0%以下、Ti：0.05%以上0.5%以下和N：0.04%以下，而且8＜Ti/(C+N)＜30，其余为实际为Fe和不可避免的杂质构成的钢中，铁素体结晶粒度为6.0以上，而且钢板中的Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm～1.0μm的含Ti铁素体不锈钢板。此外把上述成分的板坯进行热轧，然后在(Ti类析出物的析出鼻部温度±50℃)的温度下进行再结晶退火，使此热轧钢板中Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上的含Ti铁素体不锈钢板的制造方法。或者是进行冷轧，把冷轧钢板在小于(Ti类析出物的析出鼻部温度+100℃)的温度下进行再结晶退火，使Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上的冷轧不锈钢板的制造方法。

Description

含Ti铁素体不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及加工性能优良的、具有低屈服强度的含Ti铁素体不锈钢板和它的制造方法。特别涉及适合用于晶体组织是微细晶粒、而且要求高r值和高延展性的具有优良加工性能的低屈服强度的含Ti铁素体热轧不锈钢板和含Ti铁素体冷轧不锈钢板及其制造方法的发明。
背景技术
在特开平3-264652号公报中作为改善铁素体不锈钢的加工性能的方法，发表了例如在降低C和N的基础上添加Ti或Nb的方法。此外在特开平5-320772号公报中作为制造添加更便宜的含Ti铁素体不锈钢的方法，发表了在利用高温卷取控制热轧的基础上采用规定钢中的P、S、C和N的含量，抑制导致延展性降低和硬化的FeTiP的析出，可以省略热轧钢板退火的制造方法。
同样在特开平10-204588号公报中发表了，规定形成Ti和磷化物、碳化物、氮化物、硫化物的P、S、C和N的含量上限，通过抑制磷化物、碳化物和硫化物在热轧卷取时的析出，促进热轧卷取时的再结晶，省略了热轧钢板退火，也可以制造加工性能良好的不锈钢板。在这3个现有技术中都认为P和C的析出物和固溶P和固溶C是对加工性能有害的元素，指出在精炼可能的范围内尽量降低P和C含量是重要的。
可是，利用精炼使这样的钢中的P和C含量降低来改善钢的材质是有效的，但有利也有弊。例如(1)考虑到在炼钢工序中副产品粉末和炉渣的再循环使用和废金属的再利用，要从这些原料中把不可避免混入的P和C减低到规定的限度，需要增加在炼钢中的精炼时间，生产率降低。(2)因减少这些元素难以控制钢的晶粒的长大，随热轧钢板结晶粒径变得粗大，增加了各向异性，会明显产生隆起(表面凹凸)等。
本发明的目的是，提供一种进行精炼而在不锈钢中残留一定程度的P，减轻精炼的负荷，代之以促进P以粗大Ti类析出物析出，因此使P变得无害，同时进一步改善不锈钢的加工性能和屈服强度等性能的不锈钢及其制造方法。此外，本发明之目的在于，不增加现有设备，可以有效利用现有设备，实现钢材的再循环利用和制造时节省能量。
发明内容
本发明的要点如下。
本发明的钢板是以质量百分比计其成分由C：0.01％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3％以下、P：0.01％以上0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：8％以上30％以下、Al：1.0％以下、Ti：0.05％以上0.5％以下和N：0.04％以下，而且8＜Ti/(C+N)＜30，余量为实际为Fe和不可避免的杂质构成的钢中，铁素体结晶粒度为6.0以上，而且钢板中的Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm以上～1.0μm以下的含Ti铁素体不锈钢板。此外，是上述钢板中全部Ti含量的50％以上以Ti类析出物(磷化物、碳化物)析出的含Ti铁素体不锈钢板。是上述钢板中全部P含量的50％以上以Ti类析出物析出的含Ti铁素体不锈钢板。此外，上述铁素体不锈钢板是热轧钢板和冷轧钢板。
此外本发明的方法是把以％(质量)计其成分为C：0.01％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3％以下、P：0.01％以上0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：8％以上30％以下、Al：1.0％以下、Ti：0.05％以上0.5％以下和N：0.04％以下，而且8＜Ti/(C+N)＜30的钢热轧成热轧钢板，然后在(Ti类析出物的析出鼻部温度±50℃)的温度下进行再结晶退火，使此热轧钢板中Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上的含Ti铁素体热轧不锈钢板的制造方法。或再对所得的热轧退火钢板进行冷轧后，在小于(Ti类析出物的析出鼻部温度+100℃)的温度下、最好是在小于(Ti类析出物的析出鼻部温度+50℃)的温度下进行最终(再结晶)退火，使Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上、最好在6.5以上的含Ti铁素体冷轧不锈钢板的制造方法。此外是上述热轧钢板中和冷轧钢板中全部Ti含量的50％以上以Ti类析出物(磷化物、碳化物)析出的含Ti铁素体不锈钢板的制造方法。是上述热轧钢板中和上述冷轧钢板中的全部P含量的50％以上以Ti类析出物析出的含Ti铁素体冷轧不锈钢板。
附图说明
图1为表示Ti类析出物平均粒径Dp(μm)与平均r值和延展性(％)关系的曲线。
图2为表示冷轧退火钢板结晶粒度号(Gs No.)与冷轧退火钢板的Δr(各向异性)和表面粗糙程度(μm)关系的曲线。
图3为表示热轧退火钢板结晶粒度号(Gs No.)与冷轧退火钢板的屈服强度(MPa)关系的曲线。
图4为热轧退火钢板中的Ti类析出物(碳化物-磷化物)的TTP曲线(示意图)。
图5A为利用现有热轧钢板退火条件的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
图5B为利用本发明热轧钢板的退火条件的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
图6A为利用现有中间退火条件(连续退火)的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
图6B为利用本发明中间退火条件的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
图7A为利用现有最终退火条件(连续退火)的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
图7B为利用本发明最终退火条件的Ti类析出物形态(TEM/复型试样)。
实施发明的最佳方式
本发明人为了实现上述课题，对使P含量有各种变化的市售的工程用钢材详细研究了碳化物和磷化物的析出行为对冷轧退火钢板的材质的影响。其结果发现，极力降低钢中的P，不是抑制这些碳化物和磷化物的析出，作为在钢的精炼工序中的原料，在考虑炉渣、粉末的再利用的范围内适当残留P含量、在减轻了精炼负荷的含量下停止，另一方面通过控制钢板中Ti类析出物的尺寸和析出量、钢板中的铁素体结晶粒度在规定的范围内，即使不使P含量降低到极限，也能提高热轧钢板和冷轧钢板的延展性和r值。
具体说，本发明人为了实现上述课题，对使P含量有各种变化的铁素体热轧不锈钢板(C：0.04％、Si：0.10％、Mn：0.25％、P：0.013％～0.046％、S：0.003％、Cr：16.2％、Al：0.02％、Ti：0.16％和N：0.008％)测定了在各种退火温度(500℃～1000℃，间隔25℃)和退火时间(1分钟、10分钟、1小时、100小时)条件下的Ti的析出量，求出Ti的析出量为钢板中的Ti含量的50％以上的范围，作成如图4所示的Ti类析出物的TTP曲线(表示温度-时间-析出的关系的曲线/析出开始曲线)。设图4的鼻部温度为N，定义为Ti类析出物(碳化物、磷化物等)的析出鼻部温度(℃)。此外，把热轧钢板在各种温度(500℃～1000℃，间隔25℃)、时间(1分钟、10分钟、1小时、100小时)条件下退火，从硬度变化和组织观察结果，研究了再结晶行为。用这些测定的结果，也就是用把再结晶行为的关系叠加在Ti类析出物的TTP曲线上看，析出物容易析出，而且可以发现每个钢完成再结晶的适宜的热处理条件。此外，上述的TTP曲线以纵轴为温度、横轴为对数时间，把含在钢板中的全部Ti含量的50％以上的Ti析出的等高线作为描绘的析出曲线。
此外对热轧退火钢板和冷轧退火钢板中的全部Ti含量的Ti类析出物，用钢中全部的Ti含量(质量％)去除钢中的析出Ti的分析量(质量％)再乘以100来计算了析出的比例。以(JIS G 1258：1333铁和钢—电感耦合等离子发光光谱分析方法)为基础测定了“全部的Ti含量(质量％)”。也就是把试样用酸(盐酸+硝酸)溶解。把残渣过滤取出，然后碱溶解(碳酸钠+硼酸钠)后，把它溶解在盐酸中，与前面的酸溶液合在一起，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiA)进行定量分析。
全部Ti含量(质量％)＝TiA/试样重量×100
“析出的Ti含量(质量％)”是使用乙酰丙酮类电解液(一般称为/AA溶液)进行定电流电解(电流密度≤20mA/cm2)。把此电解溶液中的电解残渣过滤取出，然后碱溶解(碳酸钠+硼酸钠)后，把它溶解在酸中，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiB)进行定量分析。
析出的Ti含量(质量％)＝TiB/试样重量×100
此外，使再结晶退火的析出温度T和析出时间有各种变化，研究了热轧退火钢板的Ti类析出物的形态(尺寸、分布、量)。此外，把此热轧钢板冷轧后，在各种温度下进行再结晶退火(最终退火)，研究了最终冷轧钢板中的Ti类析出物的尺寸、屈服强度(下面称为YS)和铁素体结晶粒径的关系。
其结果，搞清了即使不是用精炼极力降低钢中的P，来抑制Ti类析出物的析出，在钢中残留适当的P含量，在其后对热轧钢板进行退火时，作为适当尺寸的Ti类析出物，使钢板中至少50％以上的Ti以Ti类析出物粗大析出的话，可以降低固溶在钢中的P和C，可以同时实现P和C变得无害和母相的纯净度提高两方面。认识到与用高温最终退火使结晶粒径变得粗大的现有的低YS钢材相比，可以得到组织非常微细的低YS钢材。
也就是图5A、5B、图6A、6B、图7A和7B表示热轧退火钢板、中间退火钢板和最终退火钢板的现有退火条件的情况下和使用本发明的退火条件的情况下的Ti类析出物的观察结果。现有的退火条件的情况下的退火钢材在热轧退火钢板中析出的微小的Ti类析出物在随后的冷轧板退火(中间退火和最终退火)中逐渐变大(参照图6A和图7A)，与此相反，本发明的Ti类析出退火钢材粗大的析出物逐渐溶解(参照图6B和图7B)，存在有这样的差异。此外，在现有退火条件的情况下的热轧退火钢材中，在母相中残留有P和C等的固溶元素，而且由于Ti类析出物细小，抗拉强度(下面称为TS)高，而且延展性差。因随后的热处理造成的中途而废的微小Ti类析出物的析出使钢硬化。
本发明①用析出物退火使热轧钢板中的Ti类析出物(碳化物、磷化物)粗大析出，而且析出密度低，因此②减少了P和C等的固溶元素，使母相的纯净度提高，随Ti类析出物的粗大和密度低，使冷轧的中间退火钢板的再结晶温度降低，③利用冷轧钢板在低的温度下的退火，抑制热轧钢板中的Ti类析出物(磷化物、碳化物)的再固溶(因同样的机理，最终退火钢板的再结晶温度也降低)。由于与现有退火钢材相比固溶的C、P降低，并且析出物粗大而且密度低，所以④冷轧退火钢板可以实现低YS、低TS、高延伸率(下面把延展性称为E1)、高r值。
下面对本发明中的各个要点进行说明。首先对含Ti铁素体不锈钢的各元素含量进行说明。再有，各元素的含量为质量百分数，有时简单表示成％。
(1)C：0.01％以下：
C作为固溶C含有的话，使钢硬化(固溶强化)。此外C主要在晶界以Cr类的碳化物析出，使二次加工脆性、晶界的耐蚀性降低。特别是超过0.01％的话，它的影响变得显著，所以限定在0.01％以下。再有，从精炼负荷和控制析出物的观点考虑，希望其含量超过0.002％、而小于0.008％。
(2)Si：0.5％以下：
Si在提高耐氧化性、耐蚀性方面是有效的元素，使在大气环境下的耐蚀性提高。此外，作为脱氧剂用于去除钢中的氧。可是Si含量高的话，随固溶Si的增加钢硬化(固溶强化)，延展性也降低，所以以0.5％为上限。希望在0.05％以上、0.2％以下。
(3)Mn：0.3％以下：
Mn是改善耐氧化性的有效的元素，含量过多的话，钢的韧性恶化，使焊接部位的耐二次加工性能也恶化，所以限定在0.3％以下。希望在0.15％以上、0.25％以下。
(4)P：0.01％以上、0.04％以下：
P在晶界偏析使钢脆化。此外，固溶的话，使钢显著硬化，使延展性降低。此外，从焊接部位的耐二次加工脆性和高温疲劳特性的观点考虑，希望P含量低。可是过度减低在考虑到在炼钢工序中各种原料再循环利用的情况下，会导致炼钢成本增加。此外P含量变少的话，Ti类析出物变小。因热轧畸变使析出物的稳定性降低。析出物是相同体积的情况下，小而致密的析出比粗大的析出，使钢硬化的能力强，所以控制粗大而且低密度的析出物形态是重要的。因此为了在热轧退火钢板中以比较粗大的析出物存在，残存适量的P是重要的。
由于P超过0.04％的话，耐蚀性和韧性恶化显著，所以把上限定为0.04％。另一方面，从钢的精炼负荷、把精炼粉末和炉渣或废金属在炼钢工序中再循环使用、控制析出物的观点考虑，适当的范围为0.01％以上、0.04％以下。考虑到上述精炼负荷和再循环利用的话，希望是在0.020％以上、0.030％以下。
(5)S：0.01％以下：
S使钢的耐蚀性降低。但是以Ti4C2S2析出后可以把钢中固溶的C在高温以稳定析出物的形式固定，所以即使含有一定程度，影响也小。因此考虑炼钢时的脱硫处理需要的经济负担，把它的含量定为0.01％以下。希望在0.002％以上、0.008％以下。
(6)Cr：8％以上、30％以下：
Cr是提高耐蚀性的有效元素。可是，为了确保足够的耐蚀性，含8％以上是必要的。再有，为了确保包括在海岸环境和焊接部位的高水平的耐蚀性，希望含有钝化膜变得稳定的11％以上。另一方面，Cr是使钢的加工性能降低的元素，特别是超过30％的话，它的影响显著。此外因与其他元素的复合作用，由于σ相和x相的析出，使钢变脆，所以把30％作为上限。希望在15％以上、20％以下。
(7)Al：1.0％以下：
Al在炼钢中作为脱氧剂是必须的，为了得到它的效果，需要添加0.005％以上。添加得过多，会生成氧化物类夹杂物。其结果，由于表面外观和耐蚀性恶化，所以定为1.0％以下。希望在0.01％以上、0.2％以下。
(8)Ti：0.05％以上、0.5％以下、而且8≤Ti/(C+N)≤30
[不等式中Ti、C和N表示钢中的各成分含量(质量％)：
Ti是与固溶的C和N以碳氮化物、与P和S以FeTiP、Ti4C2S2和TiS这样的Ti类磷化物和Ti类硫化物固定。Ti添加量对这样的Ti类析出物的尺寸和析出行为有大的影响，所以在本发明的材质控制中是非常重要的元素。
Ti与钢中各种固溶元素形成上述那样的析出物，其结果，具有改善耐蚀性和提高加工性能的效果。但是，含量小于0.05％的情况下，使C、N、P和S以十分粗大的Ti类析出物析出，由于不能变得无害，所以0.05％以上是必要的。另一方面超过0.5％的话，固溶Ti含量增加，由于会导致钢的硬化、延展性降低、韧性降低，所以以0.5％为上限。0.10～0.25％合适。此外，由于Ti与C或N形成稳定的碳化物或氮化物，所以满足符合8≤Ti/(C+N)≤30是必要的。优选为10≤Ti/(C+N)≤15。
(9)N：0.04％以下：
N适当的含量可强化晶界，使韧性提高，但超过0.04％的话，形成氮化物在晶界析出，对耐蚀性的恶劣影响显著。此外与Ti形成TiN，成为冷轧钢板特别是光亮产品产生擦伤的原因，所以把上限定为0.04％。这样N是希望降低的元素，在铁素体单相钢的情况下，由于TiN因控制板坯中的柱状晶生长能起到有效改善隆起的作用，也考虑精炼负荷的话，适合在0.005％以上、0.02％以下。
(10)其他成分：
采用本发明制造的不锈钢的组成以含有上述成分为基础，除了上述成分以外，含有Fe和不可避免的杂质、以及在不损害本发明的宗旨范围内添加任何成分也可以用本发明进行制造。例如，从改善晶界的观点考虑，也可以含有0.3％以下的Ni、Cu、Co和0.01％以下的B中任何1种以上的元素。
此外，从改善耐蚀性、改善生产率(改善韧性)、改善焊接性能、改善加工性能等改善特性的观点考虑，也可以含有Nb：0.5％以下、Zr：0.5％以下、Ca：0.1％以下、Ta：0.3％以下、W：0.3％以下、V：0.3％以下、Sn：0.3％以下和Mo：2.0％以下中任何1种以上的元素。此外对于Mg在炼钢工序中从盛钢水的容器的耐火材料和炉渣中分离，含有0.003％以下，此含量也不影响本发明。
(11)Ti类析出物的平均粒径Dp和铁素体结晶粒度：
本发明在上述钢的成分组成基础上，规定钢板中的Ti类的析出物粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp和铁素体结晶粒度。着眼于这些平均粒径Dp和铁素体结晶粒度的原因如下。
本发明特别在与现有相同的精炼负荷条件下利用反复进行钢板的再循环提高钢中的P含量到0.01～0.04％(希望为0.02％以上)停止，利用使析出的Ti类碳化物和Ti类的磷化物的尺寸长大到规定的尺寸以上，使其对钢没有危害，再利用这些Ti类析出物的钉扎效果，控制钢板的晶粒长大，不仅是延展性、隆起，包括机械特性的各向异性得到改善。其中，由于Ti类碳化物和Ti类的磷化物等的析出物没有固定的形状，评价它的大小时，采用钢板中的Ti类析出物的平均粒径Dp。
平均粒径Dp是把试样的轧制方向断面用10％AA液(10％乙酰丙酮-1％氯化四甲铵-甲醇)电解后，采用抽取的复型，用透射式电子显微镜(加速电压200kV)在2万～20万倍下，观察视场中的100个Ti类析出物，把100个析出物的各粒径的(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2的平均值定义为平均粒径Dp。Ti类析出物完全是球形的情况下，由于长轴长度＝短轴长度，平均粒径Dp可以简单地用它的直径，实际大多不是球形，所以Ti类析出物的大小指标把把它最大长度的方向作为长轴，把与此长轴的中间垂直的方向作为短轴，以100个析出物的(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2的平均值定义为平均粒径Dp(μm)。
再有Ti类的磷化物和Ti类碳化物、其他的Ti类析出物的析出温度和析出速度因形成Ti类析出物的元素含量而改变，这些元素的含量越多越倾向于在高温、短时间析出。所以考虑了与成分吻合、与析出鼻部温度一致的母相的再结晶和Ti类析出物的析出的箱式退火是有效的。
(12)热轧退火钢板和冷轧退火钢板的Ti类析出物的粒径[(Ti类析出物的长轴长度+Ti类析出物的短轴长度)/2]的平均粒径Dp：0.05μm以上1.0μm以下：
大家知道钢板中的Ti类析出物一般是对钢板的加工性能不利的。可是在本发明的热轧退火钢板和冷轧退火钢板中作为平均粒径Dp使Ti类析出物长大到0.05μm以上1.0μm以下的范围后，反而变得无害，而且实现使母相纯净度提高，可以实现钢板的高的加工性能。此外，在热轧退火钢板的阶段实现0.05μm以上1.0μm以下的范围的平均粒径Dp的钢板再进行冷轧的情况下，由于再结晶温度降低，并且热轧钢板中固溶的C和P含量减少，所以对提高r值有效的平行于板面的{111}织构组织明显发达。因此Ti类析出物的平均粒径Dp是本发明的最重要的要点之一。
因再结晶温度降低，而使中间退火温度或最终退火温度降低。其结果由于最终冷轧钢板中的固溶C和P含量减少，可以实现钢质变软、延展性增加、YS降低。但是，在Ti类析出物的平均粒径Dp小于0.05μm的微细析出的情况下，因冷轧的畸变造成Ti类析出物的热稳定性降低，所以在冷轧退火钢板中Ti类析出物再溶解，固溶的P、C增加，再加上因细小的Ti类析出物造成的析出效果，使钢硬化，而且由于微小的析出物抑制钢板的{111}织构组织发展，使材质降低。所以把Ti类析出物的平均粒径Dp的下限定为0.05μm。再有，Ti类析出物在此范围内大的是有效的，使平均粒径Dp超过1.0μm的话，能有效起到改善延展性的作用，但r值急剧降低。认为这是由于在粗大的析出物周围因冷轧形成异常加工组织，容易形成对r值不利的{110}再结晶取向。根据这样的原因，把热轧退火钢板和冷轧退火钢板中的Ti类析出物的平均粒径Dp定为0.05μm以上1.0μm以下。希望在0.2μm以上0.6μm以下。更希望在0.3μm以上0.5μm以下。
(13)热轧退火钢板和冷轧退火钢板的结晶粒度：6.0以上：
热轧退火钢板的结晶粒度会影响到冷轧退火钢板的隆起和r值。由于结晶粒径越小，在晶界生成的再结晶核心的位置越多，能提高最终冷轧钢板的{111}的积聚度，所以有利于r值。在热轧钢板结晶粒径和冷轧钢板的r值之间存在这样的良好的相关关系，随热轧退火钢板晶粒尺寸增加，r值提高，但是结晶粒度超过6.0的话，隆起、机械性能的各向异性增加，而且晶粒尺寸增加的话r值降低。根据此原因，把热轧退火钢板的铁素体结晶粒度的下限定为6.0。再有包括中间退火的3次退火、2次冷轧的中间退火钢板的情况，由于与热轧钢板相比中间退火钢板由于再结晶温度降低，所以希望使结晶粒径在6.5以上。其中在本发明中所说的结晶粒度全是用JIS G0552(钢的铁素体结晶粒度试验方法)规定的切断法测定的，对轧制方向(L方向)断面上放大倍数为100倍的观测面观测5个视场，取平均值求出。
钢板即使是经过冷轧和最终退火制造的，最终退火钢板的铁素体结晶粒度需要在6.0以上。最终退火钢板的铁素体结晶粒径(最终退火后的铁素体结晶粒径)对成形加工后的表面粗糙程度有影响。通过使晶粒尺寸增加可以提高延展性和r值，但是结晶粒度号小于6.0的话，随结晶粒径的增加，在加工后的产品表面形成被称为橘皮状缺陷的粗糙表面，不仅损伤外观，还会因粗糙表面导致耐蚀性恶化、成形性降低。所以要求最终退火钢板的结晶粒度在6.0以上，希望在6.5以上。
(14)热轧退火钢板和冷轧退火钢板中的Ti和P的析出比例：
使热轧退火钢板和冷轧退火钢板中全部Ti含量的50％以上以Ti类析出物析出，可以使钢中的大部分P和C以Ti类析出物析出。因此可以大幅度降低钢中固溶的P和固溶的C。在小于全部Ti含量的50％以Ti类析出物析出的情况下，不仅钢中固溶的P和固溶的C减低得不充分，而且多为微小的析出物，得不到提高加工性能的效果。
更希望使热轧退火钢板和冷轧退火钢板中全部Ti含量的70％以上以Ti类析出物析出。此外，更希望在上述Ti的析出量的基础上，P类析出物的析出量为全部P含量的50％以上。
再有热轧退火钢板和冷轧退火钢板中全部Ti含量的的析出物比例是以钢中全部Ti含量(质量％)去除钢中析出的Ti分析量(质量％)再乘以100来计算。“全部Ti含量(质量％)”按(JIS G 1258：1999铁和钢—电感耦合等离子发光光谱分析方法)进行测定。也就是把试样用(盐酸+硝酸)溶解。把残渣过滤取出，然后碱溶解(碳酸钠+硼酸钠)后，把它溶解在盐酸中，与前面的酸溶液合在一起，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiA)进行定量分析。
全部Ti含量(质量％)＝TiA/试样重量×100
“析出的Ti含量(质量％)”是使用乙酰丙酮类电解液(一般称为/AA溶液)进行定电流电解(电流密度≤20mA/cm2)。把此电解溶液中的电解残渣过滤取出，然后碱溶解(过氧化钠+偏硼酸锂)后，把它溶解在酸中，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiB)进行定量分析。
析出的Ti含量(质量％)＝TiB/试样重量×100
此外热轧退火钢板和冷轧退火钢板中全部P含量的Ti析出物比例是以钢中全部P含量(质量％)去除钢中析出的P分析量(质量％)再乘以100来计算。“全部P含量(质量％)”按(JIS G 1214：1998铁和钢—磷的定量方法)进行定量测定。也就是把试样用酸(硝酸+盐酸+高氯酸)溶解，经高氯酸白烟处理使磷变成正磷酸后，与钼酸形成络合物，用钼磷酸蓝络合物(钼蓝)吸收光谱法对此溶液中的P含量(PA)进行定量。
全部P含量(质量％)＝PA/试样重量×100
另一方面“析出P含量(质量％)”是使用乙酰丙酮类电解液(一般称为/AA溶液)进行定电流电解(电流密度≤20mA/cm2)。把此电解溶液中的电解残渣过滤取出，然后进行酸溶解(硝酸+盐酸+高氯酸)，经高氯酸白烟处理使磷变成正磷酸后，与钼酸形成络合物，用钼磷酸蓝络合物(钼蓝)吸收光谱法对此溶液中的P含量(PB)进行定量。
析出的P含量(质量％)＝PB/试样重量×100
(15)低屈服强度的含Ti铁素体不锈钢板的制造方法
然后对制造本发明的低屈服强度的含Ti铁素体不锈钢板理想的方法进行说明。
本发明作为对象的不锈钢板的制造工序是炼钢工序、用钢水进行连续铸造制造板坯的工序、板坯加热工序、热轧工序、热轧钢板的退火工序。或还有经过冷轧工序、最终退火工序的一系列工序制造冷轧退火钢板。本发明主要是对热轧后的热轧钢板的退火工序和冷轧后的最终退火工序规定其条件的发明。
首先本发明是在热轧后进行再结晶退火，使Ti类析出物的平均粒径Dp在规定的范围。这里所说的Ti类析出物具体是磷化物(FeTiP)和碳化物(TiC、TiS、Ti4C2S2)等的总称。大多数情况下，在650℃～850℃附近具有析出鼻部温度：T的FeTiP和TiC占大部分。
(16)热轧钢板退火：
在本发明中重要的是热轧钢板中的Ti类析出物要大到规定的尺寸。作为方法可以例举的有规定热轧、卷取温度，或进行比连续退火时间长的箱式退火(BOX炉)。无论如何，重要的是使热轧钢板中固溶的C和P成为Ti类析出物，使平均粒径Dp粗大到0.05μm以上1.0μm以下的范围，而变得没有危害。这样来提高钢的加工性能。由于最适合的温度在FeTiP和TiC的析出头部附近，不用说受到钢中Ti、P、C、S和N以及热轧卷取条件的控制。但是最能促进这些析出的650℃～850℃是退火温度或均热保温温度的最佳范围。确定箱式退火的保温时间、热轧条件、在卷取或冷却工序中的保温时间或冷却速度，使Ti类析出物的平均粒径Dp在上述范围。此外要使钢板中的全部Ti含量的50％以上以Ti类析出物析出。希望保温时间考虑到实际操作的话，在1～100小时。更希望在1～10小时。
在本发明的不锈钢钢板的制造中，热轧退火钢板中的析出物形态影响钢的特性，利用使Ti类析出物粗大到规定尺寸以上析出，实现提高热轧退火钢板的母相的纯净度，使冷轧后的再结晶温度降低。此外由于减少热轧退火钢板中固溶的C和P，使有利于提高r值的{111}积聚的织构组织明显发达，所以最终冷轧钢板的r值也提高。通过后面介绍的使冷轧退火温度降低，可以抑制作为Ti类析出物析出的C和P的重新固溶，结果可以实现使最终冷轧退火钢板屈服强度降低、钢质变软、延展性增加。
必须使热轧板退火温度在(Ti类析出物的析出头部±50℃)的范围。不然的话，不能使Ti类析出物的平均粒径Dp在规定的尺寸析出。此外，不能使钢板中的Ti的50％以上以Ti析出物析出。为此，由Ti的析出行为作成TTP曲线，找出析出鼻部温度T。具体制作TTP曲线的方法和求出析出鼻部温度T的方法如上述图4中的说明。也就是，对于一个个成分的钢，测定在各种退火温度(500℃～1000℃、间隔25℃)和退火时间(1分钟、10分钟、1小时、100小时)的Ti析出量，找出Ti析出量为钢板中全部Ti含量的50％的析出曲线。然后把相当于图4头部N的温度作为Ti类析出物(碳化物、磷化物等)的析出鼻部温度T(℃)。
热轧钢板退火的目的中由于也包括热轧钢板铁素体组织的再结晶，所以要使退火温度和退火时间为(Ti的析出鼻部温度±5℃)，以便能在短时间内使Ti类析出物为规定的尺寸和规定的析出量(析出钢中全部Ti含量的50％以上)。退火温度过高的话，发生再结晶，但是Ti类析出物微小、量少，在母相中残存大量的固溶C和固溶P。此外退火温度过低的话，难以发生再结晶，同时Ti类析出物的量变少。要确定退火温度，根据事前的研究从析出的Ti量估计Ti类析出物的析出头部是有效的。
(17)最终退火：
冷轧钢板在小于(Ti类析出物的析出头部+100℃)的温度下进行再结晶退火(最终退火)，使铁素体结晶粒度在6.0以上。
最终退火温度越高{111}晶粒越选择性长大，可以达到高的r值。最终退火温度为低温时，残存未再结晶组织的情况下，对加工性能不利。为了实现增加r值，进行高温最终退火是有效的，但是相反的一面晶粒变大，加工后形成粗糙表面，带来成形极限降低和耐蚀性恶化。因此，最终退火温度在可以确保结晶粒度在6.0以上，最好在6.5以上的范围内，越高越好。此外本发明的特征主要在于使P以FeTiP、使C以其他的磷化物、碳化物粗大析出，而变得没有危害。可是，这些Ti类析出物在850℃以上进行溶解。例如即使是快速加热、短时间保温的连续退火，在超过900℃的热处理中，由于这些析出物发生溶解，所以把合适的温度上限定为900℃。此外，最终退火温度的下限是从再结晶温度开始，希望是在结晶粒度为6.0～7.5范围的温度。更希望是结晶粒度在6.5～7.0范围的温度。
冷轧钢板的结晶粒度会影响到隆起、r值、YS、加工性能。通过高温退火结晶粒径变大，由于结晶粒径的作用使YS降低(Holl-pitch准则)，提高延展性。但是结晶粒度号小于6.0的话，不仅明显产生粗糙表面，机械性质的各向异性增加，而且外观被损伤。除此之外，由于表面粗糙导致耐蚀性恶化，加工性能降低。此外冷轧钢板退火温度比Ti的析出鼻部温度T高100℃以上的话，Ti类析出物再溶解，YS提高。
在使Ti类析出物粗大到规定尺寸以上的热轧退火钢板的情况下，最终退火后仍以粗大的析出物残留下来，得到微细晶粒的低屈服强度的冷轧退火钢板。
把表1所示成分组成的钢坯进行板坯加热后热轧，得到厚度4mm的热轧钢板。对这些一个个的热轧钢板在各种退火温度(500℃～1000℃，间隔25℃)和退火时间(1分钟、10分钟、1小时、100小时)条件下测定Ti的析出量，求出Ti的析出量为钢板中的Ti含量的50％以上的范围，作成如图4所示的Ti类析出物的TTP曲线(析出开始曲线)。然后确定了析出鼻部温度T(770℃)。随后把热轧钢板在800℃(析出鼻部温度T±50℃)进行再结晶退火，改变Ti类析出物尺寸，得到使它的平均粒径Dp为0.03μm和0.28μm的热轧退火钢板。此后，以80％的总压下率制作厚度0.8mm的冷轧钢板，再进行各种时间的冷轧退火，制成结晶粒度不同的冷轧退火钢板，对热轧退火钢板中的结晶粒度和冷轧退火钢板的屈服强度进行比较。其结果示于表2。
再有屈服强度按JIS Z 2241标准测定。
试样No.A～E为使热轧钢板中的Ti类析出物平均粒径为0.28μm的试样，试样No.F～J为使热轧钢板中的Ti类析出物平均粒径为0.03μm的试样。图3表示了热轧退火钢板中的铁素体结晶粒度号和冷轧退火钢板的屈服强度的关系。从表2或图3可以看出，即使是相同成分的钢，在使冷轧钢板的结晶粒径一致的情况下，在热轧退火钢板中使Ti类析出物平均粒径Dp大的试样，能得到低屈服强度。
搞清了使在热轧退火钢板的Ti类析出物的平均粒径Dp在0.05μm、1.0μm以下时可以得到理想的低屈服强度。此外还搞清了对冷轧钢板的结晶粒度在6.0以上、理想是在6.5以上、冷轧板退火温度在(Ti类析出物的析出头部+100℃)以下的冷轧钢板进行深冲时，不产生粗糙表面，而且冷轧钢板中的Ti类析出物不发生再溶解。最终退火的温度下限希望是满足上述结晶粒度，不残存未再结晶晶粒的温度。此外，从使Ti类碳化物、Ti类磷化物成为非常粗大的析出物析出的观点看，还希望冷轧板退火温度在(Ti类析出物的析出头部+50℃)以下。
在本发明中的结晶粒度全是用JIS G0552规定的切断法测定的，对轧制方向(L方向)断面上放大倍数为100倍的观测面观测5个视场，取平均值求出。
在本发明中对于除了热轧后的热轧板退火工序、冷轧后的最终退火工序以外，对它的条件没有特别的限定，对于各工序希望采用下述的条件。
(18)板坯加热：
板坯加热温度过低的话，会成为产生粗糙表面的原因，并且在粗轧时在规定条件下进行热轧变得困难，反之，面板坯加热温度过高的话，热轧钢板的组织变得粗大，在板厚方向织构组织变得不均匀。此外Ti4C2S2发生再溶解，C和S固溶到钢中。因此板坯加热温度定为950～1150℃的范围。希望为1000～1100℃。
(19)热轧的粗轧：
热轧的粗轧(下面简单称为粗轧)在轧制温度850℃～1100℃、以40％/道次的压下率进行至少1道次。在粗轧的轧制温度小于850℃的情况下，除了难以进行再结晶，最终退火钢板的加工性能恶化，面内的各向异性变大以外，轧辊的负荷增加，轧辊的寿命缩短。反之，超过1100℃的话，形成铁素体晶粒在轧制方向延伸的组织，各向异性变大。因此，粗轧的轧制温度定为850℃～1100℃。希望的温度范围是850℃～1000℃。
此外，在粗轧的压下率小于40％/道次的情况下，由于在板厚的中心部位残存大量带状的未再结晶部分，在冷轧钢板上产生隆起，加工性能恶化。但是，粗轧的每道次压下率超过60％的话，由于担心轧制时引起粘附，产生咬入不良，所以特别希望压下率为40～60％/道次的范围。再有，钢的高温强度低的材料在粗轧时在钢板表面产生强的剪切畸变，在板厚中心部位残留未再结晶组织，同时粗轧时产生粘附，所以在这种情况下，根据需要也可以进行润滑，使摩擦系数在0.3以下。通过进行至少1道次的满足上述轧制温度和压下率条件的粗轧，可以改善深冲性能。此1道次用哪道次的粗轧进行都可以，但考虑轧机的能力，更希望在最终道次进行。
(20)热轧的精轧：
在接续粗轧的热轧的精轧(下面简单称为精轧)中，希望在轧制温度650～900℃至少进行1道次压下率20～40％/道次轧制。在轧制温度小于650℃的情况下，变形抗力大，难以确保20％/道次以上的压下率，并且轧辊负荷变大。反之，精轧温度超过900℃的话，轧制畸变的积累变小，改善下工序以后的加工性能的效果变小。因此精轧温度为650～900℃，希望为700～800℃。
此外精轧时在轧制温度650～900℃时的压下率小于20％的话，残存有大量的造成r值降低和产生隆起的{100}//ND、{100}//ND族。其中{100}//ND是指晶体的<100>方向的向量与垂直轧制面方向的向量(ND方向)平行。此外{100}//ND族是指各晶体的<100>方向的向量与垂直轧制面方向的向量(ND方向)所成的角度在30度以内的相邻晶粒的集合。另一方面，压下率超过40％的话，引起咬入不良和形状不良，导致钢的表面性状恶化。因而，在精轧时设定压下率20～40％的轧制在至少1道次以上。希望的范围是25～35％。至少进行1道次满足上述轧制温度和压下率条件的精轧的话，可以改善深冲性能。此1道次在哪道次进行都可以，从轧机的能力考虑希望在最终道次进行。
(21)冷轧：
如上所述把进行了热轧板退火的退火钢板进行冷轧后，再进行再结晶退火。冷轧条件没有特别的限定，按一般方法进行就可以。
根据需要，可以在600～900℃的中间退火前后，进行2次以上冷轧。这种情况下，希望使总压下率在75％以上，或使以(1次冷轧的压下率)/(最终冷轧的压下率)表示的压下比在0.7～1.3的情况下进行。希望使最终冷轧前的铁素体结晶粒度在6.0以上，更希望在6.5以上，最好在7.0以上。中间退火温度小于600℃的情况下，再结晶不充分，r值降低并因未再结晶带状组织造成产生隆起明显。反之，中间退火温度超过900℃的话，中间退火组织粗大，并且Ti类的碳化物和Ti类的磷化物再固溶，不仅不能确保使Ti类析出物为规定的尺寸，而且钢中固溶的C和P增加，防碍形成适合于深冲性能的织构组织。再有，增加总压下率有利于最终退火钢板的{111}织构组织发达，提高r值是有效的。
在本发明的冷轧中希望采用串列式轧机，使冷轧的辊径用φ300mm以上的工作辊进行1个方向轧制。为了减少轧材的剪切变形，提高(222)/(200)，来提高r值，希望考虑辊径和轧制方向的影响。一般不锈钢的最终冷轧为了得到光泽的表面，辊径例如使用φ200mm以下的小工作辊进行，而由于在本发明中主要目的是提高r值，希望在最终冷轧中使用φ300mm以上的大直径的工作辊。
也就是，与辊径φ100～200mm的可逆轧制相比，采用具有φ300mm以上辊径的1个方向轧制的串列式轧制的话，减少表面的剪切变形和提高r值是有效的。利用大径的辊使轧制的工作辊单方向轧制(串列式轧制)会增加(222)。为了稳定地得到更高的r值，有必要使单位板宽承受的轧制压力(轧制负荷/板宽)增加，在板厚方向给予均匀的畸变，因此对降低热轧温度、高合金化、增加热轧速度任意的组合是有效的。
如前所述，本发明特别是对由于炼钢原料的循环再利用而容易混入的P在0.01％以上、0.04％以下范围残存在钢中，使它们以Ti类析出物析出到规定尺寸，可以实现使析出物变得无害，因适当的析出物的钉扎效果造成抑制晶粒长大、使母相得到高的纯净度。其结果，与单纯用精炼得到高的纯净度、使析出物微小或抑制它的析出的钢相比，因晶粒细化使YS降低。采用本发明的话，可以制造使延展性、隆起、机械性能的各向异性一起得到改善的低屈服强度的铁素体不锈钢。
在使用以上说明的本发明的钢板，通过焊接制成钢管的情况下，没有特别的限定，可以使用MIG(Metal Inert Gas)、MAG(Metal ActiveGas)、TIG(Tungten Inert Gas)等一般的电弧焊接方法和点焊、缝焊等电阻焊接方法、滚对焊接方法等的高频电阻焊接、高频感应焊接。
下面用实施例对适于本发明的实施方式进行详细说明。
实施例1(表3～4)
把表3所示的含P等成分(其余实际为Fe)的钢的板坯1～4在下述条件(板坯加热温度1100℃、粗轧温度990℃、粗轧的压下率35％、精轧温度752℃、精轧的压下率30％)进行热轧，然后在下述条件(箱式退火温度780℃、箱式退火保温时间10小时、中间退火温度850℃、总压下率85％、压下比1.0、在最终退火温度900℃)下对热轧钢板进行退火，制造了热轧钢板。此外，在钢3逐渐轧制成板厚5mm、2.3mm、0.8mm的工序中，进行夹有中间退火的3次退火、和基于2次冷轧法的冷轧、精轧。再有对于表3中的钢的板坯1～4如在上述图4中说明的那样，Ti析出物的析出鼻部温度T(℃)是测定了在各种退火温度(500℃～1000℃，间隔25℃)和退火时间(1分钟、10分钟、1小时、100小时)条件下的Ti的析出量，求出Ti的析出量为钢板中的Ti总含量的50％以上的范围的析出曲线。然后把相当于图4头部部位N的温度作为Ti析出物(碳化物、磷化物等)的析出鼻部温度T(℃)。得到的析出鼻部温度T(℃)示于表3。
对热轧钢板和冷轧钢板的特性进行了研究。表4表示这些结果。
按JIS G 0552规定的切断法求出在热轧钢板和精轧退火钢板的轧制方向(L方向)断面的铁素体晶粒的结晶粒度号。此外使用JIS13号B试样，测定热轧钢板和冷轧钢板的YS、TS、E1，并预先给予15％的单向拉伸应变，按3点法求出各方向的r值(rL、rD、rC)，用下式计算出平均r值和Δr，求出n数3点的平均值。
平均r＝(rL+2rD+rC)/4
Δr＝(rL-2rD+rC)/2
(其中rL、rD和rC分别表示在轧制方向、与轧制方向成45°方向、与轧制方向成90°方向的r值。)
此外，表示耐表面粗糙的钢板表面的起伏高度是使用从钢板的轧制方向切取JIS5号试样，用800#湿研磨后，施加25％的拉伸畸变，对在表面上形成的粗糙表面用触针法在垂直拉伸方向的方向上测定1cm长度的表面粗糙度的值(Ry)来评价。此外，测定是从试样长度方向的中央在±10mm范围内在长度方向间隔5mm测定5个点，求出最大10点的平均粗糙度。
耐隆起性的评价是把在轧制方向切取的JIS5号试样两面用600#水砂纸研磨后，进行25％的拉伸，然后用光洁度测量仪测定各试样的拉伸方向和垂直方向的试样中央部位，把测定的起伏高度用下述的从A到E的5级进行评价。A级为15μm以下、B级为30μm以下、C级为45μm以下、D级为60μm以下、E级为大于60μm。
由于隆起为C、D、E级的话，即使提高r值和延展性，也会因隆起的凹凸使成形极限降低，所以把A和B级定为合格。此外把精炼需要的负荷换算成精炼所需要的时间进行评价。以把没有废金属、粉末、炉渣再循环利用的钢水P含量降到0.015％需要的精炼时间为基准，把需要基准时间的150％以上的精炼时间情况评价为不合格C级，把需要超过70％～小于150％的精炼时间评价为合格B级、把可以降低到70％以下时间的情况评价为合格A级。在精炼时产生粉末、炉渣再循环利用的情况下，由于混入钢水中的P量增加，精炼负荷变大。
热轧退火钢板和冷轧退火钢板中的全部Ti含量的Ti类析出物析出的比例用钢中的全部Ti含量(质量％)去除钢中析出的Ti分析量(质量％)的值再乘以100计算。“全部Ti含量(质量％)”按(JIS G1258：1999铁和钢—电感耦合等离子发光光谱分析方法)进行测定。也就是，把试样用(盐酸+硝酸)溶解。把残渣过滤取出，然后碱溶解(碳酸钠+硼酸钠)后把它溶解在盐酸中，与前面的酸溶液合在一起，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiA)进行定量分析。
全部Ti含量(质量％)＝TiA/试样重量×100
“析出的Ti含量(质量％)”是使用乙酰丙酮类电解液(一般称为/AA溶液)对试样进行定电流电解(电流密度≤20mA/cm2)。把此电解溶液中的电解残渣过滤取出，然后碱溶解(过氧化钠+偏硼酸锂)后把它溶解在酸中，用一定量的纯水稀释。用ICP发光分析装置对此溶液中的Ti含量(TiB)进行定量分析。
析出的Ti含量(质量％)＝TiB/试样重量×100
此外，热轧退火钢板和冷轧退火钢板中全部P含量的Ti析出物比例是用钢中全部P含量(质量％)去除钢中析出的P分析量(质量％)再乘以100来计算。“全部P含量(质量％)”按(JIS G 1214：1998铁和钢—磷的定量方法)进行定量测定。也就是，把试样用酸(硝酸+盐酸+高氯酸)溶解，经高氯酸白烟处理使磷变成正磷酸后，与钼酸形成络合物，用钼磷酸蓝络合物(铝蓝)吸收光谱法对此溶液中的P含量(PA)进行定量。
全部P含量(质量％)＝PA/试样重量×100
另一方面，“析出P含量(质量％)”是使用乙酰丙酮类电解液(一般称为/AA溶液)对试样进行定电流电解(电流密度≤20mA/cm2)。把此电解溶液中的电解残渣过滤取出，然后进行酸溶解(硝酸+盐酸+高氯酸)，经高氯酸白烟处理使磷变成正磷酸后，与钼酸形成络合物，用铝磷酸蓝络合物(钼蓝)吸收光谱法对此溶液中的P含量(PB)进行定量。
析出的P含量(质量％)＝PB/试样重量×100
表4表示它们的结果。再有，在图1中表示对于No.5～l0的Ti类析出物的平均粒径Dp和平均r值和延展性E1的关系。图2表示对于No.15～19的Ti类析出物的平均粒径Dp和Δr值、表面粗糙的关系。从图1可以看出，析出物的平均粒径Dp和平均r值的关系中具有在Dp为0.03μm左右有最大值的关系，在热轧钢板上要得到1.1以上的平均r值，控制Dp在从0.05μm到1.0μm范围是有效的。图2是表示冷轧钢板的结晶粒度号对冷轧钢板的表面粗糙和Δr的影响的示例。可以看出冷轧钢板的结晶粒度号在6.0以下的话，表面明显粗糙，而且r值的各向异性(Δr)变大。
下面对表4的结果进行说明。
No.1表示精炼时间短的对比例。是P含量为0.046％以及不能用精炼充分降低P，延展性低E1、平均r值低、YS、TS高的对比例。
No.2、3是使P降低到0.04％以下的示例。是由于P降低，延展性E1高、平均r值高、YS、TS低的发明示例。
No.4表示把P降低到0.008％的示例。是钢的特性提高，精炼时间长的示例。
No.5是Ti类析出物的平均粒径Dp为微细到0.03μm，YS高、平均r值低、加工性能差的对比例。
No.6～9是表示使Ti类析出物的平均粒径Dp粗大到从0.07到0.88μm的示例。此外，是使热轧钢板的结晶粒度统一为6.1的示例，与No.5进行对比，表示在此范围Ti类析出物的平均粒径Dp越大越能改善加工性能(YS低，延伸率高)的发明示例。
No.10是表示Ti类析出物的平均粒径Dp，超过本发明的上限值1.0μm而为1.15μm的情况下，平均r值降低的对比示例。
No.11和12是对于钢2热轧钢板的结晶粒度小于6.0，延展性E1和平均r值低、Δr大、隆起级为D、C级的对比示例。
No.13和14为对于钢2使热轧钢板的结晶粒度细化到6.5、7.1条件下，主要是平均r值提高，Δr变小、加工性能改善的发明示例。
No.15和16为表示冷轧钢板的结晶粒度为粗大的4.5、5.6、Δr大、隆起级为D、C级、有损于加工性能的对比示例。
No.17、18和19为控制Ti类析出物的平均粒径Dp、热轧钢板的结晶粒度、冷轧钢板的结晶粒度，平均r高、实现高的加工性能的发明示例。
实施例2(表5～6)
把使具有表5所示10种成分(从钢5到钢14)P含量改变的钢的板坯加热后热轧，得到厚度4mm的热轧钢板。此外，Ti析出物的析出鼻部温度T(℃)和Ti、P的析出量的比例按与实施例1一样求出。然后以与表6所示的析出鼻部温度T的温度差对热轧钢板进行再结晶退火，析出表6所示的平均粒径Dp的Ti类析出物。此后进行总压下率80％的冷轧，得到厚度0.8mm的冷轧钢板，以与表6所示的析出鼻部温度T的温度差对它进行最终退火(冷轧钢板退火)，对于得到的冷轧退火钢板用与实施例1相同的方法研究了它的结晶粒度和特性(YS、TS、E1、r)、隆起、Ti和P的析出比例和精炼时间。表6表示这些结果。
No.20是使用P含量高达0.046％成分在JIS标准外的不适用的钢5的对比示例。P过高后，热轧钢板的Ti类析出物即使粗大，YS也达到340MPa，是硬质的。
No.21～23为使用适用的钢6～8的发明示例，使Ti类析出物的平均粒径Dp为0.15～0.25μm的情况下，尽管平均粒径Dp是微小的，也同时具有低屈服强度、高延伸率E1和高r值。
No.24是使用把P含量降低到0.008％的不适用的钢9的对比示例，降低到这种程度后YS低，但是不仅各向异性Δr增加，而且精炼比现有的技术需要更多的时间。此外从循环利用的观点看，使用废金属的情况下受到很大的限制。
No.25与No.20一样，是使用P含量高达0.042％的不适用的钢10的对比示例。仍然是YS高、其他机械性能也恶化。
No.26～27是使用适用的钢11～12，使Ti类析出物平均粒径Dp分别为0.22μm、0.25μm的情况下提高了加工性能的发明示例。
No.28为使用把P含量降低到0.005％的不适用的钢13的对比示例。这种情况下，钢的特性变好，但是仍然是由于晶粒生长造成各向异性Δr增加，由于精炼到0.005％的含量，需要的精炼处理时间增加，从循环利用过程的观点看缺点突出。
No.29～30是也使用适用钢7，使热轧钢板的退火条件超出(Ti的析出鼻部温度±50℃)范围的对比示例。在远离析出鼻部温度T的高温侧的No.29有效促进再结晶，但是固溶C和P的量增加，而且Ti类析出物也微小。其结果，由于固溶强化和析出强化，使材质变硬。另一方面，退火温度低到析出鼻部温度T-70℃的No.30的组织变成为未再结晶组织或局部残留未再结晶的组织伸长的晶粒。同时由于析出物也小，钢不能得到良好的特性。
No.31为使热轧退火钢板中的Ti类析出物的平均粒径Dp粗大到1.11μm的对比示例。平均粒径Dp粗大到超过1.0μm后，延展性E1和平均r值降低。
No.32为使热轧退火钢板中的Ti类析出物的平均粒径Dp细化到0.03μm的对比示例。参阅平均粒径Dp和屈服强度关系的话，Ti类析出物的平均粒径Dp与大的示例、例如No.22相比，屈服强度高。
No.33为使最终退火温度为析出鼻部温度T+130℃的示例。使最终退火温度升高后，Ti类磷化物再溶解，材质变硬。
No.34为析出鼻部温度T＜100℃，而且冷轧退火钢板的铁素体结晶粒度号在6.0以上的发明示例。
No.35是由于冷轧钢板的结晶粒度号为5.8，小于6.0，表面粗糙明显，隆起级别为C级的对比示例。
No.36为使冷轧退火钢板的铁素体结晶粒度号粗大到小于6.0的示例。使最终退火钢板粒径粗大后，加工时表面粗糙明显，加工性能恶化。
No.37为Ti/(C+N)为5.55，远在本发明规定的下限值8以下的示例。钢材质变硬、延展性E1不足，同时明显产生隆起。
产业上利用的可能性
采用本发明的话，在制造屈服强度低的含Ti铁素体不锈钢时，通过使因炉渣、粉末和废金属等的循环利用残存在钢水中的P和C以粗大Ti类析出物析出，而变得无害，可以得到在相同结晶粒径中具有超过现有材料的高延展性、低YS的优良的加工性能的含Ti铁素体不锈钢。此外由于可以使用现有设备进行制造，可以再利用和节省能量的效果大。
表1
                                                 化学成分(质量％)
C Si Mn P S Cr Ni N Mo Al Ti Ti/(C+N)
0.003 0.08 0.24 0.024 0.002 15.9 0.11 0.006 0.01 0.01 0.166 18.4
表2
试样编号              热轧退火钢板 冷轧退火钢板
  结晶粒度号(GsNo.)   Ti类析出物平均粒径Dp(μm)   屈服强度(MPa)
    A     5.59     0.28     234
    B     6.04     0.28     242
    C     6.46     0.28     244
    D     6.82     0.28     246
    E     7.35     0.28     257
    F     5.75     0.03     250
    G     6.18     0.03     260
    H     6.71     0.03     265
    I     7.00     0.03     274
    J     7.36     0.03     280
表3
钢                                                                  化学成分(质量％) Ti类析出物的鼻部温度 备注
    C     Si     Mn     P     S   Cr   Ni   N  Mo  Al     Ti  Ti/(C+N)
1 0.004 0.10 0.25 0.046 0.003 16.2 0.11 0.008 0.01 0.02 0.159 13.3     770 对比钢
2 0.004 0.10 0.24 0.038 0.003 16.1 0.12 0.008 0.01 0.02 0.161 13.4     760 发明钢
3 0.005 0.11 0.25 0.013 0.003 16.1 0.11 0.008 0.01 0.02 0.160 12.3     740 发明钢
4 0.005 0.10 0.25 0.008 0.003 16.2 0.11 0.008 0.01 0.02 0.155 11.9     730 对比钢
表4
编号   钢   Ti类析出物的平均粒径Dp(μm) 热轧钢板晶粒度   析出Ti(％)占总Ti(质量％)比例   析出P(％)占总P(质量％)比例 冷轧钢板晶粒度  YSMPa  TSMPa   El％ 平均r值 Δr 隆起级 表面粗糙度μm   精炼时间   备注
    1   1     0.12   6.1     60     72   -   280   444   31.8   1.05   0.21 B   0.08   A 对比例
    2   2     0.10   6.2     71     75   -   263   429   34.1   1.15   0.13 B   0.10   B 发明例
    3   3     0.11   6.2     69     71   -   250   422   35.3   1.22   0.13 B   0.07   B 发明例
    4   4     0.12   6.0     55     59   -   243   418   35.6   1.24   0.14 B   0.08   C 对比例
    5   2     0.03   6.0     40     33   -   281   450   32.5   1.08   0.11 B   0.08   B 对比例
    6   2     0.07   6.1     61     72   -   265   432   33.6   1.16   0.13 B   0.09   B 发明例
    7   2     0.25   6.1     72     55   -   255   430   34.1   1.25   0.15 B   0.11   B 发明例
    8   2     0.61   6.1     75     65   -   253   429   34.6   1.21   0.15 B   0.11   B 发明例
    9   2     0.88   6.1     60     73   -   251   429   34.8   1.16   0.17 B   0.09   B 发明例
    10   2     1.15   6.1     65     68   -   248   425   35.1   1.04   0.15 B   0.09   B 对比例
    11   2     0.28   4.5     62     65   -   245   420   31.4   1.04   0.41 D   0.45   B 对比例
    12   2     0.24   5.5     55     52   -   252   428   34.9   1.2   0.31 C   0.25   B 对比例
    13   2     0.25   6.5     58     61   -   259   433   34.2   1.27   0.17 B   0.07   B 发明例
    14   2     0.27   7.1     80     92   -   260   435   33.8   1.31   0.08 B   0.05   B 发明例
    15   3     0.11   6.2     61     70   4.5   243   425   30.8   1.69   0.37 D   0.48   B 对比例
    16   3     0.11   6.2     55     55   5.6   255   432   34.8   1.9   0.32 C   0.32   B 对比例
    17   3     0.11   6.2     62     91   6.2   257   435   34.3   2.03   0.15 B   0.08   B 发明例
    18   3     0.11   6.2     55     80   6.8   259   438   33.8   2.01   0.11 B   0.06   B 发明例
    19   3     0.11   6.2     55     71   7.1   262   439   33.1   1.88   0.07 A   0.03   B 发明例
表5
钢                                                        化学成分(质量％)   Ti类析出物鼻部温度(℃)   备注
  C   Si  Mn     P     S   Cr   Ni   N  Mo  Al   Ti  Ti/(C+N)
5   0.004   0.10  0.25   0.046   0.003   16.2   0.11   0.008   0.01   0.02   0.159     13.3     770 不适用钢
6   0.004   0.10  0.24   0.038   0.002   16.1   0.12   0.008   0.01   0.02   0.161     13.4     760 适用钢
7   0.003   0.08  0.24   0.024   0.002   15.9   0.11   0.006   0.01   0.01   0.166     18.4     750 适用钢
8   0.005   0.11  0.25   0.013   0.003   16.1   0.11   0.008   0.01   0.02   0.160     12.3     740 适用钢
9   0.005   0.10  0.25   0.008   0.003   16.2   0.11   0.008   0.01   0.02   0.155     11.9     730 不适用钢
10   0.007   0.25  0.31   0.042   0.002   11.2   0.25   0.009   0.17   0.03   0.250     15.6     730 不适用钢
11   0.007   0.24  0.30   0.031   0.002   11.2   0.24   0.008   0.18   0.03   0.249     16.6     720 适用钢
12   0.006   0.25  0.31   0.014   0.002   11.1   0.25   0.008   0.18   0.03   0.244     17.4     700 适用钢
13   0.007   0.25  0.30   0.005   0.002   11.2   0.25   0.007   0.17   0.03   0.250     17.9     690 不适用钢
14   0.110   0.08  0.26   0.033   0.002   16.3   0.11   0.006   0.01   0.01   0.050     5.55     760 不适用钢
表6
编号 钢 热轧钢板退火温度与T的温度差℃ Ti类出物的平均粒径Dpμm   析出Ti(％)占总Ti(质量％)比例(热轧钢板)   析出Ti(％)占总P(质量％)比例(热轧钢板)   冷轧钢板退火温度与T的温度差℃   冷轧钢板晶粒度(GsNo.)   析出Ti(％)占总Ti(质量％)比例(冷轧钢板)   析出Ti(％)占总P(质量％)比例(冷轧钢板) YSMPa  TSMPa   El％   平均r值   Δr   隆起级   精炼时间   备注
  20   5     +20     0.30     55     55     +35     6.8     40     40   340   490   27   1.4   0.21   B   A   对比例
  21   6     ±0     0.25     80     70     +30     6.7     75     65   273   450   35   1.8   0.19   B   B   发明例
  22   7     ±0     0.15     86     75     +30     7.0     83     70   265   444   35   1.9   0.22   B   B   发明例
  23   8     ±0     0.18     88     95     +30     6.9     65     88   255   435   35   1.7   0.23   B   B   发明例
  24   9     ±0     0.04     80     80     +30     6.9     70     75   258   439   32   1.6   0.50   B   C   对比例
  25   10     ±0     0.15     88     75     +30     7.2     80     68   325   480   31   1.5   0.19   B   A   对比例
  26   11     ±0     0.22     82     88     +30     7.1     75     68   246   426   37   1.9   0.24   B   B   发明例
  27   12     ±0     0.25     75     65     +30     6.9     68     59   240   420   40   2.1   0.24   B   B   发明例
  28   13     ±0     0.03     89     80     +30     6.8     86     75   243   422   35   1.9   0.55   B   C   对比例
  29   7     +60     0.03     30     25     +30     6.7     50     43   280   450   34.5   1.6   0.22   B   B   对比例
  30   7     -70     0.02     36     40     +30     6.9     40     45   320   500   34.3   1.2   0.13   C   B   对比例
  31   7     ±0     1.11     70     80     +10     6.9     60     90   248   418   29   1.18   0.55   B   B   对比例
  32   7     ±0     0.03     80     75     +40     7.0     55     75   281   455   34   1.55   0.21   B   B   对比例
  33   7     ±0     0.22     75     68     +130     6.5     70     65   293   440   35   1.66   0.29   B   B   对比例
  34   7     ±0     0.22     68     80     +60     6.8     70     80   297   441   34.3   1.55   0.26   B   B   发明例
  35   7     ±0     0.22     66     95     +20     5.8     65     92   241   420   38   1.9   0.15   C   B   对比例
  36   7     ±0     0.22     90     88     +30     5.0     70     80   237   412   40   2.0   0.17   D   B   对比例
  37   14     ±0     0.13     68     70     +30     6.6     60     55   285   510   25   1.1   0.39   D   B   对比例

Claims (12)

1.一种含Ti铁素体不锈钢板，以质量百分比计其成分含有：C：0.01％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3％以下、P：0.01％以上0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：8％以上30％以下、Al：1.0％以下、Ti：0.05％以上0.5％以下、和N：0.04％以下，而且8＜Ti/(C+N)＜30，其余部分实际由Fe和不可避免的杂质构成，其中，铁素体结晶粒度为6.0以上，而且钢板中的Ti类析出物粒径的平均粒径Dp为0.05μm以上～1.0μm以下。
2.如权利要求1所述的含Ti铁素体不锈钢板，其中，使所述钢板中全部Ti含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
3.如权利要求2所述的含Ti铁素体不锈钢板，其中，使所述钢板中全部P含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
4.如权利要求1～3中任一项所述的含Ti铁素体不锈钢板，其中，所述钢板是热轧钢板。
5.如权利要求1～3中任一项所述的含Ti铁素体不锈钢板，其中，所述钢板是冷轧钢板。
6.一种含Ti铁素体热轧不锈钢板的制造方法，把以质量百分比计其成分含有：C：0.01％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3％以下、P：0.01％以上0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：8％以上30％以下、Al：1.0％以下、Ti：0.05％以上0.5％以下、和N：0.04％以下，而且8≤Ti/(C+N)≤30的钢热轧成热轧钢板，然后在Ti类析出物的析出鼻部温度±50℃的温度下对此热轧钢板进行再结晶退火，该热轧退火的保温时间为1～100小时，使Ti类析出物粒径的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上。
7.如权利要求6所述的含Ti铁素体热轧不锈钢板的制造方法，其中，使所述钢板中全部Ti含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
8.如权利要求7所述的含Ti铁素体热轧不锈钢板的制造方法，其中，使所述钢板中全部P含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
9.一种含Ti铁素体冷轧不锈钢板的制造方法，在如权利要求6所述的含Ti铁素体热轧不锈钢板的制造方法中，再对所述热轧退火钢板进行冷轧，然后在小于Ti类析出物的析出鼻部温度+100℃的温度下进行最终退火，使Ti类析出物粒径的平均粒径Dp为0.05μm以上1.0μm以下，而且铁素体结晶粒度为6.0以上。
10.如权利要求9所述的含Ti铁素体冷轧不锈钢板的制造方法，其中，在小于Ti类析出物的析出鼻部温度+50℃的温度下进行最终退火。
11.如权利要求9或10所述的含Ti铁素体冷轧不锈钢板的制造方法，其中，使所述钢板中全部Ti含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
12.如权利要求11所述的含Ti铁素体冷轧不锈钢板的制造方法，其中，使所述钢板中全部P含量的50％以上作为Ti类析出物析出。
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