TW201307582A - 具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明著眼於Sn，且不僅改善含Cr之肥粒鐵系不鏽鋼之耐蝕性及耐鏽性，還以抗凸起性之改善為課題。本發明係在熱軋溫度區中會成為α+γ兩相組織之肥粒鐵系不鏽鋼，其藉由導出顯示預定成分在1100℃下之γ相率的Ap與Sn之關係，且適用添加Sn，並進行在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋，而製得抗凸起性良好且耐蝕性及耐鏽性亦優異之可適用於一般耐久消耗材的肥粒鐵系不鏽鋼板。0.060≦Sn≦0.634-0.0082Ap 10≦Ap≦70

Description

具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法。依據本發明，可提供一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，因此可省略習知所需之研磨步驟等，乃有助於地球環境保全者。
發明背景
SUS430中代表的肥粒鐵系不鏽鋼廣泛地被使用於家電或廚房用品等。不鏽鋼的最大特徵在於其優異的耐蝕性，所以多半未施加表面處理而直接以金屬底進行製品化。
成形肥粒鐵系不鏽鋼時，可能會於其表面產生稱為凸起的表面凹凸。鋼表面一旦產生凸起，表面美觀會劣化又須進行用以將其除去之研磨。作為如SUS430在熱軋溫度區中成為α+γ兩相之鋼種改善抗凸起性之手法，眾知有下述手法。(例如專利文獻1~4)
專利文獻1中有揭示一種規定鋼中Al量及N量，並在熱軋途中施加彎曲加工及其後之再結晶，藉此使結晶方位起變化之手法。
專利文獻2中有顯示一種規定熱軋最後軋延時之軋縮率之手法。
專利文獻3中有揭示一種令每1道次之軋縮率在40%以上並賦予大型應變使肥粒鐵帶分隔之手法。
專利文獻4中則有揭示一種調整成藉由成分組成計算的沃斯田鐵相率，並規定加熱溫度、最後軋延速度及溫度等之手法。
但，在揭示於專利文獻1、2及4之手法中，因鋼種之異，有時未必可提升抗凸起性。又，在揭示於專利文獻3之手法中，軋延時可能會產生燒傷。此時，生產性會降低。如以上，現實上在熱軋溫度區中成為α+γ兩相之鋼種尚未確立改善抗凸起性之手法。
另一方面，近年有探討藉由添加微量的Sn來改善低Cr肥粒鐵系不鏽鋼之耐蝕性及高溫強度之討論。(例如專利文獻5~7)
專利文獻5中有揭示一種Sn含量低於0.060%之肥粒鐵系不鏽鋼。專利文獻6中有揭示一種以Hv300以上之高硬度為特徵之麻田散鐵系不鏽鋼。專利文獻7中有揭示一種添加Sn來改善高溫強度之肥粒鐵系不鏽鋼。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開昭62-136525號公報
專利文獻2：日本特開昭63-69921號公報
專利文獻3：日本特開平05-179358號公報
專利文獻4：日本特開平06-081036號公報
專利文獻5：日本特開平11-092872號公報
專利文獻6：日本特開2010-215995號公報
專利文獻7：日本特開2000-169943號公報
發明概要
本發明有鑑於上述現況，以下述為課題：如SUS430在熱軋溫度區中成為α+γ兩相之肥粒鐵系不鏽鋼，改善抗凸起性。
另一方面，如前述在含Cr之肥粒鐵系不鏽鋼中有藉由Sn及Mg之微量添加來改善耐蝕性之討論，且已確認有一定效果。但，其添加量僅限於低於0.05%之肥粒鐵系不鏽鋼。 又，Sn的添加效果雖可顯現在Hv300以上的麻田散鐵系不鏽鋼、或已減低C及N之高純度肥粒鐵系不鏽鋼，但尚未獲得足以圖謀用途擴大的充分耐蝕性實屬現況。
爰此，本發明目的在於提供一種不僅著眼於Sn改善含Cr之肥粒鐵系不鏽鋼及SUS430的耐蝕性及耐鏽性，亦改善抗凸起性且可適用於一般耐久消耗材的肥粒鐵系不鏽鋼板。
本發明人等為解決上述課題，詳細地探討了影響及於肥粒鐵系不鏽鋼之抗凸起性的成分組成，尤其是與Sn含量之關係及製造條件之關係。其結果，本發明人等發現：若在熱軋溫度區中成為α+γ兩相組織之肥粒鐵系不鏽鋼適量添加Sn，即不會損害製造性(熱加工性)且可改善抗凸起性。
本發明係基於上述見解所進行者，其主旨如下所述。
(1)一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特 徵在於：其以質量%計含有：C：0.001~0.30%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~2.00%、P：低於0.050%、S：0.020%以下、Cr：11.0~22.0%、及N：0.001~0.10%；以下述(式3)定義之Ap係滿足下述(式2)，且Sn含量係滿足下述(式1)，而且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，並且金屬組織為肥粒鐵單相。
0.060≦Sn≦0.634-0.0082Ap………(式1)
10≦Ap≦70………(式2)
Ap=420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-11.5(Cr+Si)-12Mo-52Al-47Nb-49Ti+189………(式3)
在此，Sn、C、N、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Al、Nb及Ti係各元素之含量。
(2)一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：其以質量%計含有：C：0.001~0.30%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~2.00%、P：低於0.050%、S：0.020%以下、Cr：11.0~22.0%、及N：0.001~0.10%；以前述(式3)定義之Ap係滿足前述(式2)，且Sn含量係滿足前述(式1)，而且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，並且金屬組織為肥粒鐵單相，凸起高度係低於6μm。
為了確保凸起性，必須進行在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋，由此，(2)之發明即亦可記載如下。
(2’)一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：其係將下述鋼加熱至1150~1280℃，並進行在1100 ℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋而製成鋼板，且其金屬組織為肥粒鐵單相；該鋼以質量%計含有：C：0.001~0.30%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~2.00%、P：0.050%以下、S：0.020%以下、Cr：11.0~22.0%、及N：0.001~0.10%，以前述(式3)定義之Ap係滿足前述(式2)，且Sn含量係滿足前述(式1)，並且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成。
(3)如前述(1)或(2)記載之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Al：0.0001~1.0%、Nb：0.30%以下、及Ti：0.30%以下。
(4)如前述(1)~(3)記載之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下%、V：1.0%以下、Co：0.5%以下、及Zr：0.5%以下。
(5)如前述(1)~(4)中任一項記載之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：B：0.0050%以下、Mg：0.0050%以下、Ca：0.0050%以下、Y：0.1%以下、Hf：0.1%以下、及REM：0.1%以下。
(6)一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法，係製造如前述(1)~(5)中任一項記載之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板者，其特徵在於進行下述處理：(i)將具有如前述(1)~(5)中任一項記載之成分組成之鋼加 熱至1150~1280℃，並對該鋼進行在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋，而製成熱軋鋼板；及(ii)捲取上述熱軋鋼板後，將該熱軋鋼板退火，或不將該熱軋鋼板退火而進行冷軋，再接著進行退火。
(7)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.01%、Cr：11~13%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、及Sn：0.06~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成者，其特徵在於：以下述式(式3-2)定義之γp係滿足下述式(式3-1)：10≦γp≦65………(式3-1)
γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-69Sn+189………(式3-2)
在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
(8)如(7)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：其係以滿足下述式(式3-1’)來替代前述式(式3-1)：15≦γp≦55………(式3-1’)。
(9)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.02%、Cr：超過13且至22%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、 及Sn：0.060~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成者；其特徵在於：以下述式(式2-2)定義之γp係滿足下述式(式2-1)。
5≦γp≦55………(式2-1)
γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-57.5Sn+189………(式2-2)
在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
(10)如(9)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：其係以滿足下述式(式2-1’)來替代前述式(式2-1)：10≦γp≦40………(式2-1’)。
(11)如(7)~(10)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Mg：0.005%以下、B：0.005%以下、Ca：0.005%以下、La：0.1%以下、Y：0.1%以下、Hf：0.1%以下、及REM：0.1%以下。
(12)如(7)~(11)中任一項記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Nb：0.3%以下、Ti：0.3%以下、Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、V：1.0%以下、Zr：0.5%以下、及Co：0.5%以下。
(13)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽 鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有(7)~(12)中任一項記載之成分組成的不鏽鋼扁胚加熱至1100~1300℃並供於熱軋，且在700~1000℃下捲取熱軋結束後之鋼板。
(14)如(13)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法，其特徵在於：其係不對前述熱軋結束後之鋼板進行退火，或對該鋼板在700~1000℃下進行連續退火或箱式退火。
依據本發明，可無需依賴稀有金屬之使用，而有效地利用已回收之鐵源中的Sn來提供抗凸起性、耐鏽性及加工性優異的肥粒鐵系不鏽鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示Ap及Sn量與抗凸起性及熱軋鋼板中之邊緣裂紋之有無的關係圖。
用以實施發明之形態
以下將詳細說明本發明。
[第一實施態樣：抗凸起性提升之本發明鋼板之說明]
首先，就本發明之鋼板中，抗凸起性、耐鏽性及熱加工性優異的肥粒鐵系不鏽鋼板(以下有時稱為「有關抗凸起性之本發明鋼板」)之第一實施態樣加以說明。
本發明態樣之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板(有關抗凸起性之本發明鋼板)之特徵在於：以質量%計含有：C：0.001~0.30%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~2.00%、 P：低於0.050%、S：0.020%以下、Cr：11.0~22.0%、及N：0.0010~0.10%；以(式3)定義之Ap係滿足(式2)，且Sn含量係滿足(式1)，而且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，且金屬組織為肥粒鐵單相。
0.060≦Sn≦0.634-0.0082Ap………(式1)
10≦Ap≦70………(式2)
Ap=420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-11.5(Cr+Si)-12Mo-52Al-47Nb-49Ti+189………(式3)
在此，Sn、C、N、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Al、Nb及Ti係各元素之含量(質量%)。
Ap係從上述元素之含量(質量%)算出之γ相率且為顯示加熱至1100℃時生成的沃斯田鐵量之最大值之指標。元素的係數係於實驗所決定貢獻於γ相生成程度者。而，令不存於鋼中之元素為0%來計算上述(式3)。
首先，就達至獲得成為本發明基礎之見解的試驗及其結果加以說明。
本發明人等以SUS430為基本成分，將成分組成變更而熔製鑄造出數十水準的不鏽鋼，並對鑄片改變熱軋條件施加熱軋而製成熱軋鋼板。此外，針對熱軋鋼板可施加退火、或可不施加退火而進行冷軋延再接著施加退火而製出製品板。
從製品板採取JIS5號拉伸試驗片，於軋延方向平行地賦予15%之拉伸應變，並測定已賦予拉伸應變後之板面上的凹凸高度，以評估抗凸起性。將凹凸高度低於6μm之結 果定義為抗凸起性良好。由試驗結果獲知下述見解。
(w)與無添加Sn之鋼種的抗凸起性相較下，有添加Sn之鋼種的抗凸起性有時會急劇提升。該抗凸起性提升效果在熱軋溫度區中組織成為α+γ兩相組織的情況下相當顯著。
(x)為了獲得隨Sn添加而來的抗凸起性提升效果，熱軋前之鋼片加熱條件相當重要。尤其，熱軋初始溫度一旦過低，將無法使抗凸起性提升；另一方面，熱軋初始溫度一旦過高，熱軋時會於鋼板表面產生損傷。故而，熱軋前之鋼片加熱溫度存有適當範圍。
(y)此外，熱軋初始軋延條件亦會大幅影響抗凸起性。具體而言，當從熱軋開始至1100℃為止的總軋縮率高時，抗凸起性提升效果較為顯著。
(z)Sn添加量一旦過多，熱軋時會產生邊緣裂紋而變得難以進行熱軋鋼板之製造本身。
將以SUS430為基本鋼使Sn量作變化且已調整以上述(式3)定義之Ap的鋼材加熱至1200℃，並以1100℃以上之總軋縮率為15%以上來製造熱軋鋼板，調查邊緣裂紋之有無。
又，對熱軋鋼板施加約820℃且6小時以上之熱處理且進行再結晶後實施冷軋延，又再施加再結晶退火。從所得之鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，於軋延方向平行地賦予15%之拉伸應變，並在已賦予拉伸應變後之鋼板表面測定凹凸高度。
於第1圖顯示Ap及Sn量與抗凸起性及熱軋鋼板中之邊緣裂紋之有無的關係。圖中符號如下所述。
×：熱軋時產生邊緣裂紋
△：熱軋時未產生邊緣裂紋但抗凸起性不佳
○：熱軋時未產生邊緣裂紋且抗凸起性良好
由第1圖可知，當Sn添加量高且Ap(鋼中γ相率)高時，容易在熱軋生成邊緣裂紋。又，從第1圖可知，一旦Sn量滿足上述(式1)且Ap(γ相率)滿足上述(式2)，即可獲得優異的抗凸起性。
接下來，說明限定有關抗凸起性之本發明鋼板之成分組成的理由。以下，有關成分組成之%表示質量%。
C：C係沃斯田鐵生成元素。多量的添加會導致γ相率增加還有熱加工性之劣化，故令上限為0.30%。惟，過度的減低會導致精煉成本增加，故令下限為0.001%。在考慮精煉成本及製造性的情況下，令下限為0.01%且以0.02%更佳，令上限為0.10%且以0.07%更佳。
Si：Si係有助於脫氧又對耐氧化性提升有效的元素。為了獲得添加效果雖會添加0.01%以上，但多量的添加會招致加工性降低，故令上限為1.00%。在圖謀加工性及製造性兼顧之觀點上，令下限為0.10%且以0.12%更佳，令上限為0.60%且以0.45%更佳。
Mn：Mn係形成硫化物使耐蝕性降低之元素。所以，令上限為2.00%。惟，過度的減低會導致精煉成本增加，故令下限為0.01%。若考慮到製造性，令下限為0.08%且以0.12%較佳，又以0.15%更佳，令上限為1.60%且以0.60%較佳，又以0.50%更佳。
P：P係使製造性及熔接性劣化之元素。故以少量為佳，雖為無法避免之雜質，但將其上限限定於0.05%。較理想為0.04%以下，更理想為限為0.03%以下。過度的減低會導致原料等成本增加，故可將下限限定於0.005%。更可限定為0.01%。
S：S係使熱加工性及耐鏽性劣化之元素。故以少量為佳，雖為無法避免之雜質，但將其上限限定於0.02%。較理想為0.01%以下，更理想為限為0.005%以下。過度的減低會導致製造成本增加，因此可將下限設定於0.0001%，理想為0.0002%，更理想為0.0003%，更可設定為0.0005%。
Cr：Cr係肥粒鐵系不鏽鋼的主要元素，亦是使耐蝕性提升之元素。為了獲得添加效果，添加11.0%以上。惟，多量的添加會招致製造性劣化，故令上限為22.0%。若考慮獲得SUS430等級之耐蝕性，理想係令下限為13.0%，較理想為13.5%，更理想為14.5%。從確保製造性之觀點看來，可令上限為18.0%，理想為16.0%，較理想為16.0%，更理想為15.5%。
N：N與C同樣地係沃斯田鐵生成元素。多量的添加會導致γ相率增加以及熱加工性劣化，故令上限為0.10%。惟，過度的減低會導致精煉成本增加，故令下限為0.001%。若考慮精煉成本及製造性，理想係令下限為0.01%且令上限為0.05%。
Sn：Sn係在本發明鋼用以抗凸起性提升的必要元素。又，Sn亦是無需依賴Cr、Ni、Mo等稀有金屬即可用以確保 目標耐鏽性的必要元素。又，Sn亦可作為肥粒鐵形成元素起作用而抑制沃斯田鐵之生成，同時具有藉由接種效果使凝固組織微化之效果。所以，習知在Ap較小時產生的鋼塊之延遲裂紋可藉由Sn添加所帶來的凝固組織微化而改善。
在本發明鋼中，為了獲得目標耐鏽性及抗凸起性，添加0.05%以上即可。從為使抗凸起性提升效果落實之觀點看來，宜令其下限為0.060%。此外，若考慮經濟性及製造穩定性，宜超過0.100%，較理想為超過0.150%。
Sn量愈多，雖可提升耐鏽性及抗凸起性，但多量的添加會招致熱加工性劣化。如前述，本發明人等在關於抗凸起性方面，發現Sn添加量與Ap(鋼中γ相率)之間有強烈關係(第1圖)。由第1圖可知：在高Sn添加量且高Ap(鋼中γ相率)的情況下，容易在熱軋生成邊緣裂紋。又，由第1圖可知：Sn量若滿足上述(式1)且Ap(γ相率)滿足上述(式2)，可獲得優異的抗凸起性。從該等見解，以由第1圖顯示之試驗結果獲得之下述(式1’)來規定Sn上限。
Sn≦0.63-0.0082Ap………(式1’)
即，Sn上限會因沃斯田鐵勢能Ap(γ相率)而起變化。一旦Sn>0.63-0.0082Ap，鋼的熱加工性便會劣化，且在熱軋時會顯著產生邊緣裂紋。
Al、Nb、Ti：Al、Nb及Ti係有助於加工性提升之元素。因應需求，可添加1種或2種以上。
Al與Si同樣地係有助於脫氧且可提高耐鏽性之元素。為了獲得添加效果，可添加0.0001%以上。若考慮添加效 果，理想係以下限為0.001%，較理想為0.005%，更理想為0.01%。但，過度的添加會招致韌性及熔接性之降低，故令上限為1.0%。考慮韌性確保及熔接性，其上限理想為0.5%。較理想為0.15%，更理想係設為0.10%。
Nb及Ti在多量的添加下，加工性提升效果會飽和又會招致鋼材的硬質化，因此Nb及Ti的上限分別是設為0.30%以下，理想為0.1%，較理想為0.08%。另一方面，為了獲得添加效果，理想係可分別添加0.03%以上，較理想為0.04%以上，更理想為0.05%以上。
Ni、Cu、Mo、V、Zr、Co：Ni、Cu、Mo、V、Zr及Co係有助於耐蝕性提升之元素。但，多量的添加會使加工性劣化，因此令Ni、Cu、Mo及V的上限各為1.0%。從加工性觀點看來，各上限理想為0.30%，較理想係設為0.25%。
因應需求可添加1種或2種以上，為了獲得添加效果可添加0.01%以上之Ni、Cu、Mo及V中任一者。同樣地亦可添加0.01%以上之Zr及Co。為了穩定地獲得耐蝕性提升效果，各下限理想為0.05%，較理想係設為0.1%。為了穩定地獲得耐蝕性提升效果，Ni、Cu、Mo、V、Zr及Co皆超過0.05%且至0.25%為宜，較理想為0.1~0.25%。
B、Mg、Ca：B、Mg及Ca係將凝固組織微化且使抗凸起性提升之元素。多量的添加會招致加工性及耐蝕性之劣化，故令上限皆為0.005%。從加工性觀點看來，上限理想為0.0030%，較理想為0.0025%，更理想係設為0.002%。
因應需求可添加1種或2種以上，為了獲得添加效果， 可添加0.0003%以上之B，可添加0.0001%以上之Mg，且可添加0.0003%以上之Ca。從添加效果觀點看來，理想係以各下限為0.0005%，較理想為0.0007%，更理想係設為0.0008%。
惟，其他，La、Y、Hf及REM係提高熱加工性及鋼的潔淨度並使耐鏽性及熱加工性顯著提升之元素。過度的添加會導致合金成本上升及製造性降低，故令上限皆為0.1%。考慮到添加效果、經濟性及製造性，理想係1種或2種以上元素合計下限為0.001%且上限為0.05%。添加時，因應需求可皆添加0.001%以上。
有關抗凸起性之本發明鋼板的金屬組織為肥粒鐵單相。不含沃斯田鐵相或麻田散鐵相等其他相。即便存有碳化物或氮化物等析出物，亦不會大幅影響抗凸起性及熱加工性，因此該等析出物可在不損害有關抗凸起性之本發明鋼板特性的範圍內存在。
規定Sn量上限(式1’)的右邊“0.63-0.0082Ap”中之Ap必須滿足上述(式2)：10≦Ap≦70(參照第1圖)。
Ap一旦低於10，即便添加Sn，抗凸起性依然不會提升。Ap愈大抗凸起性愈良好，若超過70熱加工性便會顯著劣化，因此以70為上限。若考慮穩定地製造有關抗凸起性之本發明鋼板，Ap以20~50為佳。
接下來，就有關抗凸起性之本發明鋼板之製造方法加以說明。
有關抗凸起性之本發明鋼板之製造方法的特徵在於： (i)將所需之成分組成之鋼加熱至1150~1280℃，並對該鋼進行在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋而製成熱軋鋼板；(ii)捲取上述熱軋鋼板後，對該熱軋鋼板進行退火，或不進行退火而進行冷軋延，再接著進行退火。
在此，說明在有關抗凸起性之本發明鋼板之製造方法中限定製造條件之理由。
熱軋肥粒鐵系不鏽鋼鑄片之際，在熱軋之前先將鑄片加熱至1150~1280℃。加熱溫度一旦低於1150℃，在1100℃以上之熱軋中將難以確保15%以上的總軋延率，又於熱軋期間會在熱軋鋼板產生邊緣裂紋。另一方面，加熱溫度一旦超過1280℃，鑄片表層的晶粒可能會成長且於熱軋時在熱軋鋼板產生損傷。
在有關抗凸起性之本發明鋼板之製造方法中，令1100℃以上之熱軋中的總軋延率為15%以上。藉此，可顯著地改善抗凸起性，且此點係有關抗凸起性之本發明鋼板之製造方法中的最大特徵。
令在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上，藉此可顯著地改善製品板之抗凸起性的理由尚不明確，若基於迄今之試驗結果，量其理由如下。
在SUS430系中，1100℃係γ相率成為最大值之溫度。在較1100℃高溫的區域對熱軋鋼板賦予應變後至熱軋鋼板之溫度降低至1100℃為止之過程中，應變會作為γ相之生成核起作用而使γ相微細地生成。屆時，濃化於γ及α粒界之Sn會 使從粒界開始的γ相生成延遲，其結果會促進α粒內之γ相生成。
藉由以上述方式而微細生成的γ相之存在，可在其後之熱軋中微細地分隔凸起生成原因的粗大肥粒鐵相。習知據稱具有抗凸起性改善效果的α相之再結晶則已受Sn添加所抑制。
熱軋後，如常捲取熱軋鋼板。如前述，在熱軋初期階段(在1100℃以上之熱軋)中，由於影響波及抗凸起性的粗大肥粒鐵粒已然被分隔，因此最後軋延以後之步驟的影響較小。於是，捲取溫度無特別規定之必要。
於熱軋鋼板可施加或可不施加退火。退火熱軋鋼板時，可為箱式(箱)退火，亦可為連續線之退火。不論施加何種退火，皆有顯現抗凸起性提升效果。接下來，將熱軋鋼板冷軋延並施加退火。冷軋延可實施2次，亦可實施3次。亦可於最終退火後進行酸洗且進行調質軋延。
實施例
接下來說明本發明實施例，實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果而採用之一條件例，本發明並不受限於該一條件例者。本發明在不脫離本發明主旨且可達成本發明目的之前提下，可採用各種條件。
(實施例1)
熔製出表1所示成分組成之肥粒鐵系不鏽鋼。從鋼塊採取板厚70mm之鋼片，在各種條件下供於熱軋並將之軋延至板厚4.5mm為止。在熱軋鋼板中調查邊緣裂紋之有無。又， 將熱軋鋼板酸洗後，以目測調查表面損傷之有無。
將所得之熱軋鋼板進行退火、或不退火而供於冷軋再接著進行退火，而製造出板厚1mm之製品板。調整最終退火溫度，使各製品板皆成為再結晶組織。由所得之製品板採取JIS5號拉伸試驗片，並於軋延方向賦予15%拉伸應變。
拉伸後，於軋延方向及垂直方向掃描粗度計，測定凸起(表面凹凸)之高度。凸起的測定方法如下。
以接觸式粗度計在軋延方向及其垂直方向掃描已於軋延方向賦予15%拉伸之前述試驗片的平行部中央部而獲得凹凸輪廓。屆時設定測定長度為10mm、測定速度為0.3mm/s、且截切為0.8mm。由凹凸輪廓將生成於凸部及凸部間之凹部的深度方向長度定義為凸起高度並加以測定。凸起等級係以凸起高度作區分，定為：AA：低於3μm、A：低於6μm、B：6μm以上且低於20μm、及C：20μm以上。在一般製法中，凸起等級為B~C。
於表2(表2-1及表2-2合併稱為表2)顯示熱軋條件、邊緣裂紋之有無、熱軋損傷之有無及凸起等級。發明例皆無邊緣裂紋及熱軋損傷產生，且凸起等級為AA或A。
比較例3、29及38具有本發明之成分組成及Ap，係以不符合本發明製造條件之製造條件所製造的肥粒鐵系不鏽鋼板之試驗例。熱軋前之加熱溫度不符合本發明範圍的上限。在該等鋼板中，熱加工性雖為良好，但在熱軋鋼板有產生表面損傷且抗凸起性為等級B，未獲得目標特性。
比較例1、4、7、8、11、14、15、16、18、20、21、 23、24、27、31、34、41、44、62、63、65、67、68、71、74、77及78具有本發明之成分組成及Ap，係以不符合本發明製造條件之製造條件所製造的肥粒鐵系不鏽鋼板之試驗例。在該等鋼板中，熱加工性雖為良好，但未獲得目標抗凸起性。
比較例7、15、21、34、44、62、65、68、71、74及78中，熱軋前之加熱溫度不符合本發明範圍的下限，且在1100℃以上之熱軋中總軋延率低於15%，抗凸起性之等級為C(比較例15、78為等級B)。
比較例1、4、8、11、14、16、18、20、23、24、27、31、41、63、67及77中，熱軋前之加熱溫度雖在本發明範圍內，但在1100℃以上之熱軋中總軋延率低於15%，且抗凸起性之等級為C(比較例77為等級B)。比較例39及46~54中，由於成分組成不符合本發明之成分組成，因此雖然製造條件在本發明範圍內，但未獲得目標抗凸起性。
比較例55~60中，由於Ap在本發明範圍外，因此即便製造條件在本發明範圍內，仍未獲得目標抗凸起性。
[第二實施態樣：有關耐鏽性提升之本發明鋼板之說明]
接下來，就本發明之鋼板中，具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板(以下有時稱為「有關耐鏽性之本發明鋼板」)之第二實施態樣加以說明。本發明人等從耐鏽性及加工性之觀點而獲悉下述(a)~(e)見解。
(a)Sn雖係有助於高純度肥粒鐵系不鏽鋼之耐鏽性提升的元素，但不限於高純度肥粒鐵系不鏽鋼，在含Cr之肥粒 鐵系不鏽鋼中亦已確認微量的Sn添加即可提升耐鏽性。又，與前述Ap同樣地，有助於其γ相生成的程度係從上述元素之含量(質量%)算出之γ相率，可以顯示加熱至1100℃時生成的沃斯田鐵量之最大值之指標進行評估。此時，業已實驗性確認亦可將Sn之添加量納入γ相率之算式中。
又已知，Cr添加量以13%為界，在動作上會有些許不同。即，若在Cr添加量超過13%之中Cr肥粒鐵系不鏽鋼中將以下述式定義之γp(H)調整成5≦γp(H)≦55，即可獲得良好的熱加工性。
5≦γp(H)≦55………(式2-1)
γp(H)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-57.5Sn+189………(式2-2)
γp(H)係表示加熱至1100℃時生成的沃斯田鐵量之最大值之指標。
若在Cr添加量13%以下之低Cr肥粒鐵系不鏽鋼中將以下述式定義之γp(L)調整成10≦γp(L)≦65，即可獲得良好的熱加工性。
10≦γp(L)≦65………(式3-1)
γp(L)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-69Sn+189………(式3-2)
γp(L)同於γp(H)係表示加熱至1100℃時生成的沃斯田鐵量之最大值之指標。
(b)藉由降低C及N使高溫中之變形阻力下降、或微量添加Mg、B、Ca等來提高粒界強度，可改善熱加工性。
(c)又，藉由提高扁胚加熱溫度及熱軋結束溫度使高溫中之變形阻力縮小，亦可改善熱加工性。
(d)藉由添加Nb、Ti之穩定化元素、或從已回收之鐵源混入Ni、Cu、Mo及V等，可改善耐鏽性。
即，有關中Cr耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼的本發明鋼板之主旨如下。
(2-1)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.02%、Cr：超過13.0且至22.0%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、及Sn：0.060~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成；其特徵在於：以下述(式2-2)定義之γp(H)係滿足下述(式2-1)：5≦γp(H)≦55………(式2-1)
γp(H)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-57.5Sn+189………(式2-2)
在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
或者，有關低Cr耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼的本發明鋼板之主旨如下。
(2-2)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.01%、Cr：11.0~13.0%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、 及Sn：0.060~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成者；其特徵在於：以下述(式3-2)定義之γp(L)係滿足下述(式3-1)：10≦γp(L)≦65………(式3-1)
γp(L)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-69Sn+189………(式3-2)
在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
(2-3)如前述(2-1)或(2-2)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Mg：0.005%以下、B：0.005%以下、Ca：0.005%以下、La：0.1%以下、Y：0.1%以下、Hf：0.1%以下、及REM：0.1%以下。
(2-4)如前述(2-1)~(2-3)中任一項記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：：Nb：0.3%以下、Ti：0.3%以下、Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、V：1.0%以下、Zr：0.5%以下、及Co：0.5%以下。
(2-5)一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法，其特徵在於：其係將具有如上述任一項記載之成分組成的不鏽鋼扁胚加熱至1100~1300℃並供於熱軋，且在700~1000℃下捲取熱軋結束後之鋼板。
如前述(2-5)記載之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒 鐵系不鏽鋼板之製造方法，其特徵在於：其係不對前述熱軋結束後之鋼板進行退火，或對該鋼板在700~1000℃下進行連續退火或箱式退火。
依據有關耐鏽性之本發明鋼板，可提供一種不依賴稀有金屬而有效地利用已回收之鐵源中的Sn來改善低Cr系及中Cr系之各肥粒鐵系不鏽鋼及SUS430的耐蝕性，且可適用於一般耐久消耗材的省合金型肥粒鐵系不鏽鋼板。
[用以實施有關耐鏽性提升之發明的形態]
有關第二實施態樣中之成分，與前述限定第一實施態樣中之成分組成的理由相同。
接下來，說明為了確保Sn添加鋼之熱加工性而限定γp(L)或γp(H)之範圍的(式2-2)及(3-2)。γp(L)或γp(H)係加熱至1100℃時生成的沃斯田鐵量之最大值之指標。本發明人等以實驗求算Sn之添加效果，於推定γ相之最大相分率之經驗公式Cr為13~22%之中Cr添加時另加上Sn項「-57.5Sn」而獲得γp(H)之下述式。又，同樣地，在Cr為11~13%之低Cr添加時另加上Sn項「-69Sn」而獲得γp(L)之下述式。
γp(H)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-57.5Sn+189………(式2-2)
γp(L)=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-69Sn+189………(式3-2)
在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
而，在本說明書中，有時將γp(L)或γp(H)總稱為γp。
說明本發明人等所實施之實驗、其結果以及推測之作用機構。在真空中熔解50kg之含0.2%Sn的11~13%Cr鋼及13~16%Cr鋼，並從所鑄造之鋼塊製作出42mm厚的鑄塊試驗片，將之放置一個月後進行熱軋實驗。
在熱軋實驗中，將鑄塊試驗片加熱至1120℃，並在總軋縮率為88%(8道次)且完成溫度為700~900℃的條件下製造出5mm厚的熱軋板，在熱軋板兩側調查邊緣裂紋產生之有無來判定熱加工性之優劣。
邊緣裂紋會伴隨γp上升而產生，且以13%Cr為界，在13%以下時，上限值會上升。在肥粒鐵相與高溫下生成之沃斯田鐵相的相邊界，熱加工裂紋產生之頻率頗高。此推定是因為Sn熔解度較小的沃斯田鐵相生成，使得Sn在往肥粒鐵相側析出之過程中偏析於沃斯田鐵/肥粒鐵之粒界而使粒界強度降低之緣故。
當Cr量在13%以下時，由於高溫下的變形阻力較小，因此γp的上限值有所上升。另一方面，一旦γp變小，便會助長鋼塊之延遲裂紋。Sn為肥粒鐵形成元素的同時，亦是藉由接種效果使凝固組織微化之元素。所以，習知在γp較小時產生的鋼塊之延遲裂紋可藉由Sn添加所帶來的凝固組織微化而改善。
又，與Cr相較下，Sn作為肥粒鐵形成元素的貢獻即便僅是微量添加仍十分明顯。本發明人等從實驗所進行之組織觀察決定：在1100℃下的肥粒鐵形成能在Cr超過13%之中Cr的情況下為Cr的5倍，而在Cr為13%以下之低 Cr的情況下則為Cr的6倍。其結果決定：在中Cr系之係數為「-57.5(=-11.5×5)」，且在低Cr系之係數為「-69(=-11.5×6)」。
再來，以0.2%Sn添加之鋼製出冷軋退火板，將SUS410L(12%Cr)及SUS430(17%Cr)製成比較材，依據JIS Z 2371進行35℃且5%NaCl水溶液之鹽水噴霧試驗來評估耐鏽性。評估面以濕式紙#600研磨完成，且令噴霧時間為48小時。
SUS410L在評估面有生鏽，而Sn添加之11~13%Cr鋼及Sn添加之13~22%Cr鋼與SUS430則同樣地皆無生鏽。其結果，可確認Sn添加的耐鏽性提升效果。
在有關耐鏽性之本發明鋼板中，為了確保所需之熱加工性，如以下限定以上述(式2-2)定義之γp(H)及以上述(式3-2)定義之γp(L)。
5≦γp(H)≦55………(式2-1)
10≦γp(L)≦65………(式3-1)
如上述(式2-1)(式3-1)中顯示，目標熱加工性之確保可在下述兩情況達成：當Cr超過13.0%時，γp(H)在55以下；當Cr在13.0%以下時，γp在65以下。而，目標熱加工性係表示在前述熱軋實驗中不會產生邊緣裂紋之情況。
熱加工性會伴隨γp降低而提升。但，γp一旦變得過小，延遲裂紋敏感性會提高而誘發起因於延遲裂紋的熱加工裂紋。故而，γp(H)的下限在超過Cr：13.0%的情況下設為5。若考慮效果及製造性，在Cr：超過13.0%的情況下理想範圍 為10≦γp(H)≦40。另一方面，γp(L)的下限在Cr：13.0%以下的情況下設為10。若考慮製造性，在Cr：13.0%以下的情況下理想範圍為15≦γp(L)≦55。
接下來，說明限定有關耐鏽性之本發明鋼板之製造方法中之條件的理由。
為了控制誘發熱加工裂紋之沃斯田鐵相生成並縮小熱軋時之變形阻力，令供於熱軋之不鏽鋼扁胚的加熱溫度為1100℃以上。一旦過度提高加熱溫度，表面性狀便會因晶粒粗大化而劣化，又恐有加熱時之扁胚形狀惡化之虞，因此令上限為1300℃。從熱加工性及製造性之觀點看來，理想為1150~1250℃。
從熱加工性觀點看來，為了提高加熱溫度，令捲取熱軋後之鋼板的溫度為700℃以上。低於700℃時，恐會誘發捲取時表面裂紋或捲料形狀不佳。一旦過度提高捲取溫度，則會助長內部氧化物生成或粒界氧化而使表面性狀劣化，因此令上限為1000℃。從熱加工性及製造性之觀點看來，理想為700~900℃。
熱軋後，可實施或省略熱軋板退火，並實施1次冷軋延或夾有中間退火之2次以上的冷軋延。熱軋鋼板的退火係在促進再結晶之700℃以上的溫度下，以連續退火或批次式的箱式退火進行。一旦過度提高退火溫度，便會招致表面性狀及酸洗脫鏽皮性之降低，因此令上限為1000℃。從表面性狀觀點看來，理想為700~900℃。
冷軋延後的完成退火係在氧化性環境中或還原性環境 中進行。若考慮再結晶、表面性狀及脫鏽皮性，退火溫度以700~900℃為佳。酸洗方法並無特別限定，可為工業上常用之方法。例如，可進行鹼金屬鹽浴浸漬+電解酸洗+硝氟酸浸漬，而電解酸洗可進行中性鹽電解或硝酸電解等。
[實施例]
接下來說明本發明實施例，實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所採用之一條件例，本發明並不受限於該一條件例。本發明在不脫離本發明主旨且可達成本發明目的之前提下，可採用各種條件。
(實施例1)
在真空中進行熔製150kg之具有表3-1及表3-2(有時兩者合稱為表3)中顯示之成分組成的肥粒鐵系不鏽鋼，將鑄塊加熱至1000~1300℃供於熱軋，並在500~700℃下加以捲取而製造出板厚3.0~6.0mm的熱軋鋼板。表3中之*符號係表示不符合本發明規定者，0表示無添加。
於熱軋鋼板模擬箱式退火或連續退火施加退火或省略退火，並施加1次或夾有中間退火之2次冷軋延而製造出板厚0.4~0.8mm的冷軋鋼板。於冷軋鋼板在再結晶完畢之溫度780~900℃下施加完成退火。完成退火係進行氧化性環境退火或輝面退火。比較鋼係使用SUS430(17Cr)及SUS430LX(17Cr)。
熱加工性係調查熱軋板之邊緣裂紋產生之有無作評估。令全無產生邊緣裂紋者為「○」；令自端面起及於鋼板表面有產生邊緣裂紋者為「×」；且令邊緣裂紋未及於鋼板 表面者為「△」。以邊緣裂紋評估指標為「○」及「△」者作為發明例。
耐鏽性係依據JIS Z 2371之鹽水噴霧試驗以及在80℃且0.5%Nacl水溶液中浸漬168小時之浸漬試驗作評估。比較鋼之浸漬試驗的生鏽程度在SUS430為“全面生鏽”，在SUS430LX為“無生鏽”。爰此，評估指標令同等於SUS430之生鏽為「○」且令同等於SUS430LX之“無生鏽”為「◎」。而，顯示出與SUS410L相當的生鏽及缺孔者則令為「×」。
於表4-1及表4-2(有時兩者合稱為表4)整合顯示製造條件及試驗結果。表4中之*符號係顯示不符合本發明規定者，×符號係顯示不符合本發明目標者，且-符號係顯示未實施。
在表4中，試驗編號2-1~2-3、2-7~2-26以及試驗編號3-1~3-3、3-7~3-26係有關於滿足第二實施態樣中規定之成分組成及γp，以及製造條件之肥粒鐵系不鏽鋼的試驗例。在該等鋼板中，有獲得第二實施態樣中目標熱加工性及同等於SUS430或不遜色於SUS430LX的耐鏽性。而，顯示出不遜色於SUS430LX的耐鏽性之鋼板含有14.5%以上之Cr。
試驗編號2-4~2-6及試驗編號3-4~3-6係有關於具有第二實施態樣中規定之成分組成及γp但製造條件不符合第二實施態樣中規定之製造條件之肥粒鐵系不鏽鋼的試驗例。在該等鋼板中，雖無法抑制邊緣裂紋但有獲得目標熱加工性。
試驗編號2-27~2-31及試驗編號3-27~3-32係有關於成分組成及γp皆不符合第二實施態樣中規定之成分組成及γp之肥粒鐵系不鏽鋼的試驗例。在該等鋼板中，目標熱加工性及耐鏽性兩者皆未獲得或僅獲其一。
試驗編號2-32~2-34及試驗編號3-33~3-35係有關於雖具有第二實施態樣中規定之成分組成但γp不符合第二實施態樣中規定之γp之肥粒鐵系不鏽鋼的試驗例。在該等鋼板中，雖有獲得目標耐鏽性但未獲得目標熱加工性。在試驗編號2-32及試驗編號3-33之肥粒鐵系不鏽鋼中，由於γp較小，因此起因於延遲裂紋的裂紋有因熱加工而顯現。
試驗編號2-35與2-36以及3-36與3-37分別係有關於SUS410L及SUS430之參考例。
產業上之可利用性
如前述，依據本發明，可無需依賴稀有金屬之使用而有效地利用已回收之鐵源中的Sn來提供抗凸起性、耐鏽性及加工性優異的肥粒鐵系不鏽鋼板。又，可提供具有優異耐鏽性及加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板。其結果，本發明可簡化習知所需之研磨步驟等，而有助於地球環境保全，故為產業上之可利用性高者。
第1圖係顯示Ap及Sn量與抗凸起性及熱軋鋼板中之邊緣裂紋之有無的關係圖。

Claims (14)

  1. 一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其特徵在於：以質量%計含有：C：0.001~0.30%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~2.00%、P：0.050%以下、S：0.020%以下、Cr：11.0~22.0%、及N：0.001~0.10%；以下述(式3)定義之Ap係滿足下述(式2)，且Sn含量係滿足下述(式1)，而且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成，並且金屬組織為肥粒鐵單相；0.060≦Sn≦0.634-0.0082Ap………(式1) 10≦Ap≦70………(式2) Ap=420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-11.5(Cr+Si)-12Mo-52Al-47Nb-49Ti+189………(式3)在此，Sn、C、N、Ni、Cu、Mn、Cr、Si、Mo、Al、Nb及Ti係各元素之含量。
  2. 如申請專利範圍第1項之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板的凸起高度係低於6μm。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之具有優異抗凸起性之肥粒 鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Al：0.0001~1.0%、Nb：0.30%以下、及Ti：0.30%以下。
  4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、V：1.0%以下、Co：0.5%以下、及Zr：0.5%以下。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：B：0.005%以下、Mg：0.005%以下、Ca：0.005%以下、Y：0.1%以下、Hf：0.1%以下、及REM：0.1%以下。
  6. 一種具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方 法，係製造如申請專利範圍第1至5項中任一項之具有優異抗凸起性之肥粒鐵系不鏽鋼板者，其特徵在於進行下述處理：(i)將具有如申請專利範圍第1至5項中任一項之成分組成之鋼加熱至1150~1280℃，並對該鋼進行在1100℃以上之熱軋中總軋延率為15%以上的熱軋，而製成熱軋板；及(ii)捲取上述熱軋板後，對該熱軋板進行退火，或不進行退火而進行冷軋，再接著進行退火。
  7. 一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.01%、Cr：11~13%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、及Sn：0.06~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成者；其特徵在於：以下述式(式3-2)定義之γp係滿足下述式(式3-1)：10≦γp≦65………(式3-1) γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al-69Sn+189………(式3-2)在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al及Sn係各元素之含量。
  8. 如申請專利範圍第7項之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其係以滿足下述式(式3-1’)來替代前述式(式3-1)：15≦γp≦55………(式3-1’)。
  9. 一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，係以質量%計含有：C：0.001~0.3%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~2.0%、P：0.005~0.05%、S：0.0001~0.02%、Cr：超過13且至22%、N：0.001~0.1%、Al：0.0001~1.0%、及Sn：0.060~1.0%，且殘留部分係由Fe及無法避免之雜質所構成者；其特徵在於：以下述式(式2-2)定義之γp係滿足下述式(式2-1)：5≦γp≦55………(式2-1) γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-52Al -57.5Sn+189………(式2-2)在此，C、N、Ni、Mn、Cu、Cr、Si、Al、及Sn係各元素之含量。
  10. 如申請專利範圍第9項之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其係以滿足下述式(式2-1’)來替代前述式(式2-1)：10≦γp≦40………(式2-1’)。
  11. 如申請專利範圍第7至10項中任一項之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Mg：0.005%以下、B：0.005%以下、Ca：0.005%以下、La：0.1%以下、Y：0.1%以下、Hf：0.1%以下、及REM：0.1%以下。
  12. 如申請專利範圍第7至11項中任一項之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其中前述肥粒鐵系不鏽鋼板以質量%計更含有1種或2種以上之下述元素：Nb：0.3%以下、Ti：0.3%以下、Ni：1.0%以下、Cu：1.0%以下、 Mo：1.0%以下、V：1.0%以下、Zr：0.5%以下、及Co：0.5%以下。
  13. 一種具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有如申請專利範圍第7至12項中任一項之成分組成的不鏽鋼扁胚加熱至1100~1300℃並供於熱軋，且在700~1000℃下捲取熱軋結束後之鋼板。
  14. 如申請專利範圍第13項之具有優異熱加工性及耐鏽性之肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法，其係不對前述熱軋結束後之鋼板進行退火，或對該鋼板在700~1000℃下進行連續退火或箱式退火。
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