TW201443243A - 具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 - Google Patents

具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 Download PDF

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Abstract

一種肥粒鐵系不鏽鋼板的一態樣，以質量%計，含有：C：0.016%以下、Si：1.0%以下、Mn：1.0%以下、P：0.010~0.035%、S：0.005%以下、Al：0.50%以下、N：0.018%以下、Cr：15.6~17.5%、Cu：0.10~0.50%、Sn：0.01~0.3%，並且選自Ti：0.05~0.30%以下、Nb：0.05~0.40%、Mo：0.05~0.50%以下、及Ni：0.05~0.50%之1種以上，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，肥粒鐵粒徑為30μm以下。

Description

具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於被使用在廚房、家庭用電氣機器、器具、投幣機、容器等之具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法。
本申請係基於2013年3月25日在日本所提出申請之特願2013-062077號、及2013年3月28日在日本所提出申請之特願2013-067972號，而主張優先權且將其內容引用於此。
發明背景
因為肥粒鐵系不鏽鋼板係具優異的圖案設計性和耐蝕性，所以被使用在建築物、輸送機器、家庭用電氣製品、廚房器具等各式各樣的用途。該等製品(結構體)通常係經過將鋼板截斷、成形、接合之步驟而製造。在截斷時，因為具有高度的生產性，通常係進行剪切加工，但是此時，在截斷面產生所謂「毛邊(burr)」。該毛邊較大的情況，係在將截斷品自動裝入衝壓裝置內時，因「毛邊」的部分卡 住裝置內部而引起裝入不良，又，即便能夠插入亦因「毛邊」在熔接處產生間隙，而產生所謂發生燒穿的不良之情形。特別是肥粒鐵系不鏽鋼板時，該「毛邊」係有較大的傾向且已成為在謀求擴大用途上主要的阻礙原因。
例如，在專利文獻1，係揭示一種技術，其係適當地組合化學成分及熱軋捲取溫度而消除熱軋板的再結晶不足，該熱軋板的再結晶不足係成為表面的凹凸缺陷亦即條痕(roping)(亦稱為隆起(ridging))的原因。該技術係藉由將形成鋼中的析出物亦即FeTiP、Ti4C2S2、TiC之C、P、S的含量抑制為較低且以高溫捲取熱軋後的鋼板，而使析出物粗大化者。但是，使用該技術所得到的鋼板，雖然能夠改善成形性和耐條痕性，但是因為在剪切時成為破壞的起點之析出物的量少，而存在有剪切時的毛邊大之問題。
又，在專利文獻2，係揭示一種肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法，該肥粒鐵系不鏽鋼係藉由在限制固熔元素量之同時，謀求析出物的粗大化及結晶粒的粗大化而具有優異的鼓脹成形性。但是，使用該技術所得到的鋼板，因為肥粒鐵粒大且變形的肥粒鐵粒係直接形成剪切面的毛邊，而有毛邊大之問題。
在專利文獻3，係揭示一種肥粒鐵系不鏽鋼板，其藉由減低成為表面瑕瑕疵的原因之TiO2、Al2O3的量，同時添加充分量的Ti而具有優異的加工性及耐蝕性，而且表面瑕疵少。但是，使用該技術所得到的鋼板，因為亦是肥粒鐵粒徑大，又，成為破壞的起點之夾雜物量少，所以存 在有因剪切而產生很大的毛邊之問題。
在專利文獻4，係揭示一種鋼板，其藉由使FeTiP適當地分散在鋼中，在剪切時使FeTiP成為起點而產生龜裂，同時使肥粒鐵粒徑微細化而成為30μm以下，在剪切時能夠抑制延展性破壞部分的變形；而且，藉由將降伏比設為0.65以上而將加工硬化抑制為較小且抑制肥粒鐵粒的變形至斷裂為止。但是在該技術，係有所存在的FeTiP促進剪切工具的磨耗，致使工具使用期限變短之課題。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開平10-204588號公報
專利文獻2：日本特開2002-249857號公報
專利文獻3：日本特開2002-012955號公報
專利文獻4：日本特開2008-308705號公報
發明概要
本發明之課題係提供一種肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法，該肥粒鐵系不鏽鋼板不僅是具有優異的耐蝕性，而且亦具有先前技術無法充分地改善之優異的衝孔加工性。
關於本發明的第1態樣，本發明者等係使用各種的肥粒鐵系不鏽鋼板而實施衝孔試驗，而且詳細地調查在 加工時所產生的毛邊之產生狀況、及在衝孔加工所使用的工具表面。
其結果，顯現了以下的事項。
(a)在鋼板表面，Cu係以適當量濃化。
(b)只有在滿足鋼板的平均肥粒鐵粒徑為30μm以下時，才能夠維持毛邊的高度小之狀態。
亦即，發現以下的事項而完成了本發明。
(a’)藉由使Cu在鋼板表面適當地濃化，在剪切時能夠顯現與衝孔工具接觸時的潤滑效果且使成為起點之龜裂穩定地產生。
(b’)藉由使肥粒鐵粒徑微細化而成為30μm以下，來抑制剪切時的延展性破壞部分之變形。這對於減低毛邊的大小且延長工具使用期限係有效的。
本發明的第1態樣之要旨係如以下。
(1)一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，含有：C：0.016質量%以下、Si：1.0質量%以下、Mn：1.0質量%以下、P：0.010~0.035質量%、S：0.005質量%以下、Al：0.50質量%以下、N：0.018質量%以下、Cr：15.6~17.5質量%、Cu：0.10~0.50質量%、Sn：0.01~0.3質量%，且更含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、Mo：0.05~0.50質量%以下、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上，並且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，肥粒鐵粒徑為30μm以下。
(2)如(1)之具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其進一步以質量%計，含有選自下述之1種以上：B：0.001質量%以下、V：0.50質量%以下、W：0.50質量%以下、Co：0.50質量%以下、Mg：0.01質量%以下、Ca：0.003質量%以下、Zr：0.30質量%以下、REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下、及Ta：0.50質量%以下、Sb：0.001~0.3質量%、Ga：0.0002~0.1質量%。
(3)一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，係將由如(1)或(2)所記載的成分組成所構成之鋼的鋼胚(slab)加熱至1100℃以上，隨後進行精加工輥軋結束溫度為900℃以上之熱軋延，而且在450~600℃捲取而得到熱軋板，隨後，於800~950℃將前述熱軋板進行退火、酸洗、冷軋，隨後於820℃~950℃的溫度且在氧濃度1%以上的環境下進行最後退火，隨後於到達600℃為止的溫度範圍以冷卻速度為30℃/s以上進行冷卻。
關於本發明的第2態樣，本發明者等係使用各種的肥粒鐵系不鏽鋼板而實施衝孔試驗，而且詳細地調查在加工時所產生的毛邊之產生狀況、及在衝孔加工所使用的工具表面。
其結果，顯現了以下的事項。
(c)在鋼板表面，Cu係以適當量濃化。
(d)只有在滿足鋼板的平均肥粒鐵粒徑為30μm以下且表面硬度HV1為140~180時，能夠維持毛邊的高度小之狀態。
亦即，發現以下的事項而完成了本發明。
(c’)藉由使Cu在鋼板表面適當地濃化，在剪切時能夠顯現與衝孔工具接觸時的潤滑效果且使成為起點之龜裂穩定地產生。
(d’)藉由將肥粒鐵粒徑微細化而成為30μm以下且將表面硬度HV1設為140~180，來抑制剪切時之延展性破壞部分的韌性變形(tenacity deformation)。這對於減低毛邊的大小且藉由抑制磨耗來延長工具使用期限係有效的。
本發明的第2態樣之要旨係如以下。
(4)一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，含有：C：0.020質量%以下、Si：0.80質量%以下、Mn：1.0質量%以下、P：0.010~0.035質量%、S：0.005質量%以下、Al：0.50質量%以下、N：0.020質量%以下、Cr：15.6~17.5質量%、Cu：0.50~2.00質量%、Sn：0.001~0.1質量%，且含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上，並且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，肥粒鐵粒徑為30μm以下，表面硬度為140~180。
(5)如(4)之具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其進一步以質量%計，含有下述之1種以上：Mo：0.01~0.50質量%、B：0.001質量%以下、V：0.50質量%以下、W：0.50質量%以下、Co：0.50質量%以下、Mg：0.01質量%以下、Ca：0.003質量%以下、Zr：0.30質量%以下、REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下、及Ta：0.50質量%以下、Sb：0.001~0.3 質量%、Ga：0.0002~0.1質量%。
(6)一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，係將由如(4)或(5)所記載的成分組成所構成之鋼的鋼胚加熱至1100℃以上，隨後在精加工輥軋時的輥軋率為80~90%、且結束溫度為900℃以上的條件下進行熱軋延，而且於400~500℃捲取而得到熱軋板，隨後將前述熱軋板進行退火、酸洗、冷軋，隨後於850℃~950℃的溫度且在氧濃度1%以上的環境下進行最後退火，隨後於到達500℃為止的溫度範圍以冷卻速度為50℃/s以上進行冷卻。
依照本發明的第1、2態樣，能夠提供一種不僅是耐蝕性優異，而且衝孔加工性亦優異之肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法。因而，依照本發明，能夠擴大肥粒鐵系不鏽鋼板的用途。
圖1係顯示第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之表層的Cu濃度與毛邊高度之關係之圖表。
圖2係顯示第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之肥粒鐵粒徑與第20次的毛邊高度之關係之圖表。
圖3係顯示第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的表層Cu濃度之測定例之圖，且係顯示Cu濃度與從最表層起算的距離之關係之圖表。
圖4係顯示第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之表層的Cu濃度與第20次的毛邊高度之關係之圖。
圖5係顯示第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之肥粒鐵粒徑與第20次的毛邊高度之關係之圖。
圖6係顯示第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的表層Cu濃度之測定例之圖，且係顯示Cu濃度與從最表層起算的距離之關係之圖表。
用以實施發明之形態 (第1實施形態)
說明第1實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板的成分組成。又，表示元素的含量之單位%係意味著質量%。
(C：0.016質量%以下)
C係成為形成Cr碳化物而引起敏銳化之原因。因而，在本實施形態，係添加Ti或Nb使其形成碳化物而將C固定。TiC係微細且具有藉由將鋼析出強化來促進加工硬化之作用。但是，因為C的含量大於0.016質量%時，必須添加大量的Ti，所以C的含量係設為0.016質量%以下。較佳為0.012質量%以下。從避免因C引起耐蝕性等的劣化之觀點，其含量係越少越佳，但是C量的過度減低係與精煉成本増加有關聯，較佳是設為0.001質量%以上。而且，考慮製造成本等時，以設為0.002質量%~0.009質量%為佳。
(Si：1.0質量%以下)
Si係固熔強化元素，使鋼硬質化且使延展性降低。延展性降低時，衝孔斷裂時的變形能力降低。因此，毛邊高度為低位且穩定的衝孔條件之區域係變為狹窄，而且毛邊高 度係隨著衝孔次數的増加而顯著地變大。又，因為Si係具有容易氧化的特性，所以Si係依照熱處理條件而在氧化鏽垢中濃化且去鏽垢性低落掉。其結果，在最後的去鏽垢時必須增加熔削量。過度的熔削亦將表層的濃化Cu層熔削，在本實施形態係不適合的。因此，在本實施形態，必須將Si的含量設為1.0質量%以下。Si量係較佳為0.50質量%以下，更佳為0.25質量%以下。又，Si係具有被添加作為脫氧元素的情況之元素，考慮製造成本等時，較佳是將Si量設為0.01質量%以上。
(Mn：1.0質量%以下)
Mn係使耐蝕性劣化之元素，又，亦是構成MnS之元素。由於大量的MnS析出，或是MnS粗大化，致使衝孔加工性。MnS係在肥粒鐵晶界片狀地析出而使肥粒鐵粒成為伸展粒，致使衝孔加工時的毛邊增大。因而，在本實施形態，必須將Mn含量設為1.0質量%以下。Mn量係較佳為0.50質量%以下，更佳為0.30質量%以下。又，Mn係具有被添加作為脫氧元素的情況之元素，考慮製造成本等時，較佳是設為0.01質量%以上。
(P：0.010~0.035質量%)
P係具有形成FeTiP而促進衝孔時之龜裂的產生、進展，來減低毛邊的高度之作用。該效果係藉由含有0.010質量%以上的P而顯現。
但是，添加大於0.035質量%時，因為造成材料脆化，所以將P量設為0.035質量%以下。較佳為0.020~0.025質量% 的範圍。
(S：0.005質量%以下)
因為S係形成MnS或TiS而抑制肥粒鐵粒的等軸化且促進伸展化，所以促進毛邊產生。為了防止該現象，必須將S含量設為0.005質量%以下。較佳為0.003質量%以下。但是，因為過度的減低係與精煉成本増加有關聯，所以較佳是將S量設為0.0001質量%以上。
(Al：0.50質量%以下)
因為Al係添加作為脫氧劑之成分且提升鋼的清潔度，以添加0.02質量%以上為佳。但是，大量地添加Al時，AlN析出而促進肥粒鐵粒的軟化且亦成為肥粒鐵粒在輥軋方向伸展之原因。因而，在本實施形態係將Al含量設為0.50質量%以下。較佳為0.10質量%以下。又，Al有被添加作為脫氧元素之情況，又，使高溫強度和耐氧化性提升。因為其作用係從0.01質量%開始顯現，所以Al量係以0.01質量%以上為佳。
(N：0.018質量%以下)
N係容易與Ti鍵結而形成TiN之元素。特別是N含量為大於0.018質量%時，粗大的長方體TiN係在鋼中大量地析出且使鋼板產生表面瑕疵。因而，N含量係設為0.018質量%以下。較佳是設為0.008~0.014質量%以下。
(Cr：15.6~17.5質量%)
Cr係在不鏽鋼表面形成鈍態皮膜且使耐蝕性提升之重要的元素。為了維持端面的耐蝕性，必須含有15.6質量%以 上。但是大於17.5質量%時，因為Cr引起硬化係變為顯著，而且加工硬化係數低落且肥粒鐵粒容易在衝孔方延伸，所以毛邊變大。因而，Cr含量係設為17.5質量%以下。較佳為16.0~17.3質量%的範圍。
(Cu：0.10~0.50質量%)
因為Cu係藉由在鋼板表面濃化而具有減低與衝孔工具的摩擦之作用，所以在本實施形態具有重要的任務。藉由含有Sn且添加0.10質量%以上的Cu，鋼板表面的Cu濃化穩定，而且在減低毛邊之同時，可抑制工具磨耗。另一方面，添加大於0.50質量%時，因為在固熔強化造成硬度上升之同時，Cu晶界析出且肥粒鐵粒變成容易脆化，所以有損害製造性之可能性。因而，Cu量係設為0.50質量%以下。較佳為0.10~0.30質量%以下。
(Sn：0.01~0.30質量%)
因為Sn係與Cu共存時，可發揮促進Cu在鋼板表面濃化的效果，所以在本實施形態係重要的元素。Sn與Cu共存而促進Cu的表面濃化之效果，係藉由添加0.01質量%以上的Sn而能夠發揮。但是，因為Sn亦是固熔強化元素，過剩地添加時加工硬化常數上升，所以Sn量係設為0.3質量%以下。又，Sn亦是提升耐蝕性之元素。使耐蝕性提升之效果係在0.03質量%以上時能夠發揮。因此，Sn係較佳是設為0.03~0.25質量%的範圍。較佳為0.10~0.20質量%的範圍。
本實施形態的鋼板，係進一步含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、Mo：0.05~0.50 質量%以下、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上。
(Ti：0.05~0.30質量%)
Ti係與C、N、S鍵結而形成碳化物、氮化物、硫化物。藉由Ti量為0.05質量%以上而發揮將該等元素固定之效果。因而，Ti係必須添加0.05質量%以上。另一方面，Ti量大於0.30質量%時，TiN係大量地析出且在鋼板表面產生瑕疵。因而，Ti量係設為0.30質量%以下。
較佳是Ti量為0.08~0.20質量%的範圍。更佳是Ti量為0.08~0.15質量%。
(Nb：0.05~0.40質量%)
Nb係使成形性及耐蝕性提升之元素。成形性及耐蝕性係藉由添加0.05質量%以上的Nb而提升。另一方面，添加過度的Nb係造成表面瑕疵、光澤不均等的不良和延展性低落。因此，Nb係設為0.05~0.40質量%的範圍。而且，考慮製造性和延展性時，Nb量係較佳是設為0.10~0.30質量%的範圍。
(Mo：0.05~0.50質量%)
Mo係使耐蝕性提升之元素，在被要求耐蝕性之用途係以添加為佳。藉由添加0.05質量%以上的Mo，來顯現提升耐蝕性之效果。另一方面，添加過量的Mo係造成成形性、特別是延展性的劣化。因此，以設為0.05~0.50質量%的範圍為佳。而且，考慮製造性、鋼板強度等時，以設為0.05~0.20質量%的範圍為較佳。Mo量係以設為0.05~0.10質量%的範圍為更佳。
(Ni：0.05質量%以上且0.5質量%以下)
Ni係使耐蝕性提升之元素，但是大量地添加Ni時，係使鋼硬質化而成為延展性低落之原因。因此，Ni含量係設為0.5質量%以下。較佳為0.25質量%以下。又，添加Ni時，為了充分地發揮提升耐蝕性之效果，較佳是添加0.05質量%以上。更佳為0.10質量%以上。
在本實施形態，亦可按照必要而含有以下的元素。
(B：0.001質量%以下)
B係在晶界偏析而提高晶界強度之元素且使衝孔加工時的端面性狀穩定化。但是，添加過剩量的B時，形成低熔點硼化物且使熱加工性顯著地低落。因此，添加B時係在0.001質量%以下的範圍。為了穩定地得到B帶來的效果，B量係較佳為0.0002質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(Co：0.50質量%以下)
Co係與Ni同樣地是使耐蝕性提升之元素，但是大量地添加時，使鋼硬質化而成為延展性低落之原因。因此，Co含量係設為0.50質量%以下。Co量係較佳為0.1質量%以下。為了穩定地得到Co帶來的效果，Co量係較佳為0.005質量%以上，更佳為0.01質量%以上。
(V、W：0.50質量%以下)
V及W係與Ti同樣地與C鍵結而形成碳化物。將V或W的添加量設為大於0.50質量%時，係促進TiN析出而引起鋼板表面的瑕疵。因此，添加V及W時，以將各自的量設為0.50 質量%以下為佳，以設為0.10質量%以下為佳，而且以設為0.05質量%以下為較佳。為了穩定地得到V、W帶來的效果，V量及W量係各自較佳為0.005質量%以上，更佳為0.01質量%以上。
(Mg：0.01質量%以下)
Mg係添加作為脫氧劑之成分。但是大量地添加時，係以MgO的方式析出且成為製鋼時的注料嘴封閉之原因。因而，在本實施形態係將Mg量設為0.01質量%以下，較佳是設為0.002質量%以下。為了穩定地得到Mg帶來的效果，Mg量係較佳為0.0001質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(Ca：0.01質量%以下)
Ca係添加作為脫氧劑之成分。但是大量地添加Ca時，係以CaO和CaS的方式析出且亦成為生鏽的原因。因而，在本實施形態，Ca係設為0.01質量%以下。為了穩定地得到Ca帶來的效果，Ca量係較佳為0.0001質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(Zr：0.30質量%以下)
因為Zr係與Nb、Ti等同樣地，形成碳氮化物而抑制Cr碳氮化物的形成且使耐蝕性提升，所以按照必要而添加0.01質量%以上。又，因為即便添加大於0.30質量%，其效果係飽和且由於形成大型氧化物而亦成為表面瑕疵的原因，所以添加0.01~0.30質量%。上限值係以0.20質量%為較佳。因為相較於Ti、Nb，係較昂貴的元素，考慮製造成本時以 設為0.02質量%~0.05質量%為佳。
(REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下)
REM(稀土類金屬)係與B同樣地為提高晶界強度之元素且使衝孔加工時的端面性狀穩定化，但是使用0.02質量%時其作用係飽和。因此，REM量(稀土類金屬的總量)係設為0.02質量%以下。為了顯現效果係將REM量的下限設為0.002質量%為佳。又，依照通常的定義，REM(稀土類元素)係指鈧(Sc)、釔(Y)的2元素、及從鑭(La)至釕(Lu)為止之15個元素(鑭系元素(Lanthanoid))之總稱。可單獨添加，亦可使用混合物。
(Ta：0.50質量%以下)
Ta係提升高溫強度之元素，能夠按照必要而添加。但是添加過量的Ta，因為造成常溫延展性低落和韌性低落，所以將0.50質量%設為Ta量的上限。為了使高溫強度與延展性．韌性並存，Ta量係以0.05質量%以上且0.5質量%以下為佳。
(Sb：0.001~0.3質量%)
Sb係對於提升耐蝕性為有效的，可按照必要而添加0.3質量%以下的量。特別是從間隙腐蝕性之觀點，係將Sb量的下限設為0.001質量%。而且，從製造性和成本之觀點，係以將Sb量設為0.01質量%以上為佳。就成本而言，Sb量的上限係以0.1質量%為佳。
(Ga：0.0002~0.1質量%)
為了提升耐蝕性和抑制氫脆化，Ga係可添量0.1質量% 以下的量。從硫化物和氫化物的形成之觀點，係將Ga量的下限設為0.0002質量%。而且，從製造性和成本之觀點，Ga量係以0.0020質量%以上為佳。
針對其他成分，在本實施形態係沒有特別規定，在本實施形態，可按照必要而使用0.001~0.1質量%的量添加Hf、Bi等亦無妨。又，As、Pb等通常有害的元素和不純物元素的量係以盡可能減低為佳。
在本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之上述成分以外的剩餘部分，係Fe及不可避免的不純物。
其次，說明在本實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板之表面的Cu濃度、肥粒鐵粒徑。
(鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上)
肥粒鐵系不鏽鋼板表面的Cu濃度，係被發現在衝孔時使與工具的摩擦係數降低，而且在抑制毛邊的產生之同時，具有抑制工具磨耗之重要的作用。Cu在表面濃化時，在與衝孔工具接觸時，Cu係在工具前端以構成刀鋒的方式存在而抑制工具的磨耗。而且，因為Cu係熱傳導性優異，能夠使在工具所蓄積的加工熱擴散而抑制因鋼板的溫度上升所致之軟化，所以端面的毛邊變小。為了使該效果顯現，Cu必須濃化，使鋼板表層的Cu濃度換算陽離子分率能夠為至少15%以上。低於15%時，鋼板與工具的摩擦係數上升，在毛邊變大之同時亦促進工具磨耗。為了使Cu在製品表面濃化，作為合金元素之Cu的添加量係以較多為佳。但是藉由 Cu與Sn共存，即便較小的Cu濃度，Cu亦在表面濃化係明確的。因為添加過剩量的Sn和Cu，係促進肥粒鐵系不鏽鋼的脆化，所以必須使用較少的添加量來顯現效果。Cu量為0.1~0.5%的範圍，而且為了以表面的Cu濃度成為15%以上的方式使Cu濃化，0.01%以上的Sn係必要的。
圖1係顯示表層的Cu濃度與毛邊高度之關係之圖。在圖1，白圓的標繪點係表示肥粒鐵粒徑為30μm以下之例子。黑圓的標繪點係表示大於30μm之例子。表示在圖1之試驗例，係針對本實施形態的成分組成之鋼(實施例1的鋼1-1、1-6及1-9)，依據本實施形態的製造方法而製造時，改變冷軋板的熱處理條件而製造之例子。在加工熱處理條件將肥粒鐵粒徑控制在30μm以下，而且在組合冷軋板熱處理的環境、冷卻速度及酸洗條件之條件下使鋼材表面的Cu濃度變化。其結果，鋼板表面的Cu濃度為15%以上時，能夠穩定地使毛邊高度為50μm以下。即便肥粒鐵粒徑為35μm且鋼板表面的Cu濃度為小於15%時，亦有毛邊高度為50μm以下之情況，但是該例的第20次的毛邊高度係脫離50μm以下的範圍。
(肥粒鐵粒徑：30μm以下)
肥粒鐵粒徑大時，因為在衝孔時所產生之1個1個的肥粒鐵粒之變形量變大，所以毛邊變大。因而，肥粒鐵粒徑必須設為30μm。肥粒鐵粒徑係以25μm以下為佳，較佳為20μm以下。
圖2係顯示肥粒鐵粒徑與第20次的毛邊高度之關 係之圖。在圖2，白圓的標繪點係表示鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上的例子，黑圓的標繪點係鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為小於15%的例子。該等係依據本實施形態的製造方法而製造本實施形態的成分組成之鋼(實施例1的鋼No.1-1、1-6及1-9)，將熱軋板及冷軋板的退火條件變化而製造之例子。在冷軋板的退火環境及酸洗的條件之組合條件下將鋼材表面的Cu濃度控制在15%以上及小於15%，而且在熱軋板及冷軋板的退火條件下使肥粒鐵粒徑變化。鋼板表面的Cu濃度較高而為15%以上時，第20次的毛邊高度係大致藉由肥粒鐵粒徑而能夠控制。粒徑越小，毛邊高度係變為越小。又，鋼板表面的Cu濃度較低而為小於15%時，即便肥粒鐵粒徑小，毛邊高度亦變高。
其次，說明本實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法。
本實施形態的製造方法，係如以下所敘述，熱軋後在比較低溫捲取，而且在比較低溫進行熱軋板退火之同時，提高最後退火後的冷卻速度。藉此，避免ε-Cu析出而確保固熔Cu。依照本實施形態的製造方法，能夠使Cu在鋼板表面適當地濃化且能夠將肥粒鐵粒徑微細化而成為30μm以下。以下，每一個製程進行說明。
製造當作本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的素材之鋼胚，係能夠使用通常眾所周知的方法。例如，使用轉爐、電爐等熔製鋼且按照必要使用RH脫氣裝置、AOD爐、VOD爐等進行2次精煉而調整成為上述成分組成。隨後，使 用連續鑄造法或造塊-分塊輥軋法製成鋼胚為佳。
接著，熱軋必須在以下的條件下進行。
(鋼胚加熱溫度：1100℃以上)
在熱軋之前之鋼胚的加熱溫度，必須設為1100℃以上。加熱溫度小於1100℃時，熱軋組織係容易殘留在熱軋板。因此，肥粒鐵粒係容易在輥軋方向伸展且使毛邊增大。
(精加工輥軋的結束溫度：900℃以上)
在熱軋之精加工輥軋結束溫度，必須設為900℃以上。精加工輥軋的結束溫度小於900℃時，材料在熱軋中不容易再結晶化，結果，肥粒鐵粒係容易伸展。
(捲取溫度：450~600℃)
熱軋後的捲取溫度對於控制熱軋板中的晶界偏析和析出物係重要的，必須設為600℃以下的範圍。捲取溫度大於600℃時，Cu係以ε-Cu相的方式析出，致使對在表面濃化有效的Cu濃度低落。另一方面，捲取溫度小於450℃時，因Cu和Sn的影響，鋼板的硬度上升顯著，而成為捲取時的捲物形狀不良和摩擦傷痕之原因。因此，將捲取溫度設為450℃以上。捲取溫度係較佳為500~550℃的範圍。
對如上述進行而得到的熱軋板，施行熱軋板退火、酸洗、及冷軋。隨後，施行用以使其再結晶之最後退火。此時的熱軋板的退火溫度以及最後退火溫度係設為下述的範圍。
(熱軋板的退火溫度：800~950℃)
熱軋板的退火溫度係以設為800~950℃的範圍為佳。熱 軋板的退火溫度小於800℃時，熱軋板的再結晶不充分且肥粒鐵粒伸展化。熱軋板的退火溫度為800℃以上時，ε-Cu相熔解且在冷軋板的最後退火後，Cu量確保能夠在表面濃化。另一方面，熱軋板的退火溫度大於950℃時，促進肥粒鐵粒的粗大化而使製品的肥粒鐵粒粗大化。因此，必須設為950℃以下。
(最後退火溫度：820~950℃以下)
冷軋後的最後退火溫度係設為820℃以上。最後退火溫度小於820℃時，在輥軋方向伸展的冷軋組織係容易殘留且毛邊變大。而且，ε-Cu相開始析出，致使固熔Cu量變為不充分且表面的Cu濃度變低。另一方面，最後退火溫度大於950℃時，肥粒鐵粒的粗大化進展，而使肥粒鐵粒徑大於30μm。較佳最後退火溫度係850~920℃的範圍。
(最後退火的環境：氧濃度1%以上)
又，因為鋼板表面的氧化狀態係影響製品表面的Cu濃度，所以最後退火時的環境中的氧濃度係設為1%以上。由於Mn氧化物和Fe氧化物係與Cr氧化物同時形成鏽垢時，在表層附近形成氧化物之元素變少。因此，就相對比而言，Cu量係變多。通常，因為去鏽垢時係使用酸液將鋼板母材與氧化鏽垢同時熔解，所以在最後退火時，表面濃化係與因擴散而在表面濃化的Cu同時被促進。又，最後退火係在大氣中進行亦無妨。亦即，將大氣中的氧濃度(約21%)設為環境之氧濃度上限即可。
(600℃為止的冷卻速度：30℃/s以上)
Cu係在最後退火後的冷卻時以ε-Cu相的方式析出。ε-Cu相一旦析出時，係無法在隨後的步驟再熔解。為了使Cu在表層濃化，必須抑制析出。因此，必須在至600℃為止的溫度範圍以30℃/s以上的冷卻速度進行冷卻。雖然冷卻速度大時，能夠抑制析出舉動，但是有容易產生形狀不良等之課題。因而，冷卻速度係較佳為35~60℃/s的範圍。
對最後退火後的冷軋板，使用酸洗施行去鏽垢。其次，可直接作為製品，隨後，亦可按照必要而施行調質輥軋。此時的調質軋縮率係以設為0.3~1.2%的範圍為佳。
(第2實施形態)
說明第2實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板的成分組成。
(C：0.020質量%以下)
C係形成Cr碳化物而成為引起敏銳化之原因。因而，在本實施形態係添加Ti或Nb而形成碳化物，來固定C。TiC係微細且具有藉由使鋼析出強化來促進加工硬化之作用。但是，C的含量大於0.020質量%時，因為必須添加大量的Ti和Nb，所以C的含量係設為0.020質量%以下。較佳為0.012質量%以下。從避免C引起耐蝕性等的劣化之觀點，其含量係越少越佳，但是因為過度的減低係與精煉成本増加有關聯，較佳係設為0.001質量%以上。而且，考慮製造成本等時，以設為0.005質量%~0.010質量%為佳。
(Si：0.80質量%以下)
Si係固熔強化元素，使鋼硬質化且使延展性降低。延展性降低時，使衝孔斷裂時的變形能力降低。因此，毛邊性 狀穩定的衝孔條件區域狹窄且隨著衝孔次數的増加，衝孔條件從穩定區域脫離且毛邊高度變大。因此，在本實施形態，Si的含量必須設為0.80質量%以下。Si量係以0.30質量%以下為佳，較佳為0.25質量%以下。又，Si係具有被添加作為脫氧元素的情況之元素，考慮製造成本等時，較佳是將Si量設0.01質量%以上。
(Mn：1.0質量%以下)
Mn係使耐蝕性劣化之元素，又，亦是構成MnS之元素。由於大量的MnS析出、或MnS粗大化，致使衝孔加工性劣。MnS係在肥粒鐵晶界片狀地析出而使肥粒鐵粒成為伸展粒，致使衝孔加工時的毛邊增大。因而，在本實施形態，必須將Mn含量設為1.0質量%以下。以0.50質量%以下為佳，較佳為0.30質量%以下。又，Mn係具有被添加作為脫氧元素的情況之元素，考慮製造成本等時、較佳是設為0.01質量%以上。
(P：0.010~0.035質量%)
P係形成FeTiP而在衝孔時促進龜裂的產生、進展而具有減低毛邊的高度之作用。該效果係藉由含有0.010質量%以上的P而顯現。
但是，因為添加大於0.035質量%時，會造成材料的脆化，所以設為0.035質量%以下。較佳為0.020~0.025質量%的範圍。
(S：0.005質量%以下)
因為S係形成MnS或TiS而抑制肥粒鐵粒的等軸化且促 進伸展化，所以促進毛邊的產生為了防止該現象，必須將S含量設為0.005質量%以下，較佳為0.003質量%以下。但是，因為過度的減低係與精煉成本増加有關聯，較佳是設為0.0001質量%以上。
(Al：0.50質量%以下)
因為Al係添加作為脫氧劑之成分且提升鋼的清潔度，以添加0.02質量%以上為佳。但是，大量地添加Al時，AlN析出且促進肥粒鐵粒的軟化，而且亦成為肥粒鐵粒在輥軋方向伸展之原因。因而，在本實施形態，係將Al含量設為0.50質量%以下，較佳為0.10質量%以下。又，Al有被添加作為脫氧元素之情況，又，使高溫強度和耐氧化性提升。因為其作用係從0.01質量%開始顯現，所以Al量係以0.01質量%以上為佳。
(N：0.020質量%以下)
N係容易與Ti鍵結而形成TiN之元素。特別是N含量大於0.020質量%時，粗大的長方體TiN係在鋼中大量地析出而使鋼板產生表面瑕疵。因而，N含量係設為0.020質量%以下，較佳為0.07~0.012質量%。
(Cr：15.6~17.5質量%)
Cr係在不鏽鋼表面形成鈍態皮膜且提升耐蝕性之重要的元素。為了維持端面的耐蝕性，必須含有15.6質量%以上。但是，因為大於17.5質量%時，Cr引起的硬化係變為顯著，致使加工硬化係數低落且肥粒鐵粒容易在衝孔方向延伸，所以毛邊變大。因而，Cr含量係設為17.5質量%以下，較佳 為16.0~17.3質量%的範圍。
(Cu：0.50~2.00質量%)
因為Cu係藉由在鋼板表面濃化而具有減低與衝孔工具的摩擦之作用，所以在本實施形態具有重要的任務。藉由含有Sn且添加0.50質量%以上的Cu，鋼板表面的Cu濃化穩定，而且在減低毛邊之同時，可抑制工具磨耗。另一方面，添加大於2.00質量%時，因為在固熔強化造成硬度上升之同時，Cu晶界析出且肥粒鐵粒變成容易脆化，所以有損害製造性之可能性。又，引起ε-Cu相析出且分散強化引起硬度上升係促進工具磨耗。因而，將Cu的上限設為2.00質量%。以大於0.50質量%且2.00質量%以下為佳，較佳為0.8~1.2質量%以下。
(Sn：0.001~0.1質量%)
因為Sn係與Cu共存時，可發揮促進Cu在鋼板表面濃化的效果，所以在本實施形態係重要的元素。Sn與Cu共存而促進Cu的表面濃化之效果，係藉由添加0.001質量%以上的Sn而能夠發揮，且在0.01質量%以上可更顯著地展現效果。實用上可以是0.003質量%以上。但是，因為Sn亦是固熔強化元素。因而，因為過剩地添加時加工硬化常數上升，所以Sn量係設為0.1質量%以下。又，Sn亦是提升耐蝕性之元素。使耐蝕性提升之效果係在0.01質量%以上時能夠發揮，且0.03質量%以上時係更顯著地顯現效果。因而為了藉由Sn來促進Cu的表面濃化，可以是0.003~0.01質量%。
亦需要提升耐蝕性的效果時，Sn係以設為0.03~0.08質 量%的範圍為佳。較佳為0.04~0.06質量%的範圍。
本實施形態的鋼板，係進一步含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上。
(Ti：0.05~0.30質量%)
Ti係與C、N、S鍵結而形成碳化物、氮化物、硫化物。藉由Ti量為0.05質量%以上而發揮將該等元素固定之效果。因而，Ti係必須添加0.05質量%以上。另一方面，Ti量大於0.30質量%時，TiN係大量地析出且在鋼板表面產生瑕疵。因而，Ti量係設為0.30質量%以下。較佳是Ti量為0.15~0.25質量%的範圍。
(Nb：0.05~0.40質量%)
Nb係使成形性及耐蝕性提升之元素。成形性及耐蝕性係藉由添加0.05質量%以上的Nb而提升。另一方面，添加過度的Nb係造成表面瑕疵、光澤不均等的不良和延展性低落。因此，Nb係設為0.05~0.40質量%的範圍。而且，考慮製造性和延展性時，Nb量係較佳是設為0.07~0.20質量%的範圍。
(Ni：0.05~0.50質量%)
Ni係使耐蝕性提升之元素，添加0.05質量%以上而發揮效果。另一方面，大量地添加時，使鋼硬質化而成為延展性低落之原因。因而，Ni含量係設為0.50質量以下，較佳為0.25質量%以下。
在本實施形態，亦可按照必要而含有以下的元 素。
(B：0.001質量%以下)
B係在晶界偏析而提高晶界強度之元素且使衝孔加工時的端面性狀穩定化。但是，添加過剩量的B時，形成低熔點硼化物且使熱加工性顯著地低落。因此，將B量設為0.001質量%以下。為了穩定地得到B帶來的效果，B量係較佳為0.0002質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(Co：0.50質量%以下)
Co係與Ni同樣地是使耐蝕性提升之元素，但是大量地添加時，使鋼硬質化而成為延展性低落之原因。因此，Co含量係設為0.50質量%以下。Co量係較佳為0.10質量%以下。為了穩定地得到Co帶來的效果，Co量係較佳為0.005質量%以上，更佳為0.01質量%以上。
(Mo：0.01~0.50質量%)
Mo係使耐蝕性提升之元素，在被要求耐蝕性之用途係以添加為佳。藉由添加0.01質量%以上的Mo，來顯現提升耐蝕性之效果。另一方面，添加過量的Mo係造成成形性、特別是延展性的劣化。因此，以設為0.01~0.50質量%的範圍為佳，更佳是將0.30質量%設為上限。而且，考慮製造性、鋼板強度等時，以設為0.05~0.20質量%的範圍為較佳。更佳為0.05~0.15質量%。
(V、W：0.50質量%以下)
V及W係與Ti同樣地與C鍵結而形成碳化物。將V或W的添加量設為大於0.50質量%時，係促進TiN析出而引起鋼板 表面的瑕疵。因此，添加V及W時，以將各自的量設為0.50質量%以下為佳，以設為0.10質量%以下為佳，而且以設為0.05質量%以下為較佳。為了穩定地得到V、W帶來的效果，V量及W量係各自較佳為0.005質量%以上，更佳為0.01質量%以上。
(Mg：0.01質量%以下)
Mg係添加作為脫氧劑之成分。但是大量地添加時，係以MgO的方式析出且成為製鋼時的注料嘴封閉之原因。因而，在本實施形態係將Mg量設為0.01質量%以下，較佳是設為0.002質量%以下。為了穩定地得到Mg帶來的效果，Mg量係較佳為0.0001質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(Ca：0.003質量%以下)
Ca係添加作為脫氧劑之成分。但是大量地添加時，係以CaO和CaS的方式析出且亦成為生鏽的原因。因而，在本實施形態，Ca係設為0.003質量%以下。為了穩定地得到Ca帶來的效果，Ca量係較佳為0.0001質量%以上，更佳為0.0003質量%以上。
(REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下)
REM(稀土類金屬)係與B同樣地為提高晶界強度之元素且使衝孔加工時的端面性狀穩定化，但是使用0.02質量%時其作用係飽和。因此，REM量(稀土類金屬的總量)係設為0.02質量%以下。為了顯現效果係將REM量的下限設為0.002質量%為佳。又，依照通常的定義，REM(稀土類元素) 係指鈧(Sc)、釔(Y)的2元素、及從鑭(La)至釕(Lu)為止之15個元素(鑭系元素(Lanthanoid))之總稱。可單獨添加，亦可使用混合物。
(Ta：0.50質量%以下)
Ta係提升高溫強度之元素，能夠按照必要而添加。但是添加過量的Ta，因為造成常溫延展性低落和韌性低落，所以將0.50質量%設為Ta量的上限。為了使高溫強度與延展性．韌性並存，Ta量係以0.05質量%以上且0.5質量%以下為佳。
(Sb：0.001~0.3質量%)
Sb係對於提升耐蝕性為有效的，可按照必要而添加0.3質量%以下的量。特別是從間隙腐蝕性之觀點，係將Sb量的下限設為0.001質量%。而且，從製造性和成本之觀點，係以將Sb量設為0.01質量%以上為佳。就成本而言，Sb量的上限係以0.1質量%為佳。
(Ga：0.0002~0.1質量%)
為了提升耐蝕性和抑制氫脆化，Ga係可添量0.1質量%以下的量。從硫化物和氫化物的形成之觀點，係將Ga量的下限設為0.0002質量%。而且，從製造性和成本之觀點，Ga量係以0.0020質量%以上為佳。
(Zr：0.30質量%以下)
因為Zr係與Nb、Ti等同樣地，形成碳氮化物而抑制Cr碳氮化物的形成且使耐蝕性提升，所以按照必要而添加0.01質量%以上。又，因為即便添加大於0.30質量%，其效 果係飽和且由於形成大型氧化物而亦成為表面瑕疵的原因，所以添加0.01~0.30質量%。較佳為0.20質量%以下。因為相較於Ti、Nb，Zr係較昂貴的元素，考慮製造成本時以設為0.02質量%~0.05質量%為佳。
針對其他成分，在本實施形態係沒有特別規定，在本實施形態，可按照必要而使用0.001~0.1質量%的量添加Hf、Bi等亦無妨。又，As、Pb等通常有害的元素和不純物元素的量係以盡可能減低為佳。
在本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之上述成分以外的剩餘部分，係Fe及不可避免的不純物。
其次，說明在本實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板之表面的Cu濃度、肥粒鐵粒徑。
(鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上)
肥粒鐵系不鏽鋼板表面的Cu濃度，係被發現在衝孔時使與工具的摩擦係數降低，而且在抑制毛邊的產生之同時，具有抑制工具磨耗之重要的作用。Cu在表面濃化時，在與衝孔工具接觸時，Cu係在工具前端以構成刀鋒的方式存在而抑制工具的磨耗。而且，因為Cu係熱傳導性優異，能夠使在工具所蓄積的加工熱擴散而抑制因鋼板的溫度上升所致之軟化，所以端面的毛邊變小。為了使該效果顯現，Cu必須濃化，使鋼板表層的Cu濃度換算陽離子分率能夠為至少15%以上。低於15%時，鋼板與工具的摩擦係數上升，在毛邊變大之同時亦促進工具磨耗。為了使Cu在製品表面濃 化，作為合金元素之Cu的添加量係以較多為佳。藉由含有0.5%以上的量之Cu，能夠以表面的Cu濃度成為15%的方式得到Cu濃化之傾向。但是依照製造條件，確認表面的Cu濃度有小於15%的情況。因此，藉由添加容易與Cu共存的Sn，來使Cu在表面的濃化穩定。為了使表面的Cu濃度穩定而為15%以上，0.01%以上的Sn係必要的。
圖4係顯示表層的Cu濃度與第20次的毛邊高度之關係之圖。表層的Cu濃度大於15%時，毛邊高度穩定，第20次的毛邊高度成為50μm以下。在圖4，即便表面Cu濃度為15%以上，毛邊高度亦有50μm之情況，在以下補充說明。圖中之黑圓的標繪點，係表示肥粒鐵粒徑為30μm以下，但是表面硬度小於140或大於180之例子。白三角的標繪點係顯示粒徑大於30μm的例子。該等係針對本實施形態的成分組成之鋼(實施例2的鋼2-1及2-7)，在依據本實施形態的製造方法而製造時，改變冷軋板的熱處理條件而製造之例子。在加工熱處理條件下將肥粒鐵粒徑控制為30μm以下且將表面硬度控制為140~180，而且在組合冷軋板的熱處理環境與酸洗的條件之條件下使鋼材表面的Cu濃度變化。其結果，鋼板表面的Cu濃度成為15%以上時，能夠穩定地使毛邊高度為50μm以下。
(肥粒鐵粒徑：30μm以下)
肥粒鐵粒徑大時，因為在衝孔時所產生之1個1個的肥粒鐵粒之變形量變大，所以毛邊變大。因而，肥粒鐵粒徑必須設為30μm。肥粒鐵粒徑係以25μm以下為佳，較佳為20μm 以下。
圖5係顯示肥粒鐵粒徑與第20次的毛邊高度之關係之圖。在圖5，白三角的標繪點係鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，但是表面硬度為小於140或大於180的例子。黑圓的標繪點係Cu濃度小於15%的例子。該等係在本實施形態的製造方法而製造依據本實施形態的成分組成之鋼(實施例的鋼1及7)時，改變熱軋板及冷軋板退火的條件而製造之例子。在組合冷軋板退火的環境與酸洗條件之條件下，將鋼材表面的Cu濃度控制為15%以上，而且將表面硬度控制在140~180且在冷軋板的退火之冷卻速度條件下使肥粒鐵粒徑變化。鋼板表面的Cu濃度為15%以上時，係大致能夠藉由肥粒鐵粒徑而控制第20次的毛邊高度，而且粒徑越小，毛邊高度變為越小。又，表層Cu濃度低時，第20次的毛邊高度係即便粒徑小亦變高。
(表面硬度140~180)
表面硬度係在衝孔加工影響變形及工具使用期限之重要的因子。硬度高時，不容易變形但是變脆，而且剪切破裂面與延展性破裂面之比率係產生變化。因為不容易產生延展性破裂面，所以對減低毛邊高度係有效的，但是工具使用期限係顯著地低落。因此，將表面硬度的上限設為180。另一方面，表面硬度低時，容易產生下垂且隨著下垂之變形而使毛邊高度増加。特別是表面硬度低時，因為毛邊高度係顯著地増大，所以表面硬度係成為基準。又，結晶粒徑係與表面硬度有相互關係，為了使表面硬度降低，結晶 粒的粗粒化係有效的手段。
為了穩定地滿足結晶粒徑30μm以下，係將表面硬度設為140以上。又，在本實施形態之表面硬度係維氏硬度。
其次，說明本實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法。
本實施形態的製造方法係如以下所敘述，熱軋後在比較低溫捲取，而且在比較低溫進行熱軋板退火之同時，提高最後退火後的冷卻速度。藉此，避免ε-Cu析出而確保固熔Cu，同時控制結晶粒徑及材料的硬度。依照本實施形態的製造方法，能夠使Cu在鋼板表面適當地濃化且能夠將肥粒鐵粒徑微細化而成為30μm以下。以下，每一個製程進行說明。
當作本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的素材之鋼鋼胚的製造，係能夠使用通常眾所周知的方法。例如使用轉爐、電爐等熔製鋼，而且可按照必要而使用RH脫氣裝置、AOD爐、VOD爐等進行2次精煉而調整成為上述成分組成。隨後，以使用連續鑄造法或造塊-分塊輥軋法製成鋼胚為佳。
接著，熱軋必須在以下的條件下進行。
(鋼胚加熱溫度：1100℃以上)
在熱軋之前之鋼胚的加熱溫度，必須設為1100℃以上。加熱溫度小於1100℃時，熱軋組織係容易殘留在熱軋板。因此，肥粒鐵粒係容易在輥軋方向伸展且使毛邊增大。
(精加工輥軋時的輥軋率：80~90%)
在熱軋之精加工輥軋率必須設為80~90%的範圍。輥軋率小於80%時，無法將鑄造組織完全地粉碎。因此，最後製品的表面特性係產生源自粗大凝固組織之隆起等的不良。又，輥軋率大於90%時，板端部溫度降低顯著，產生結痂(scab)、邊破裂(ear cracking)等的課題之可能性變高。
(精加工輥軋的結束溫度：900℃以上)
在熱軋之精加工輥軋結束溫度，必須設為900℃以上。精加工輥軋的結束溫度小於900℃時，材料在熱軋中不容易再結晶化，結果，肥粒鐵粒係容易伸展。因為伸展後的肥粒鐵粒係成為含有粗大粒的混粒組織之原因且硬度容易變為不穩定，所以必須嚴格的管理要。
(捲取溫度：400~500℃)
熱軋後的捲取溫度對於控制熱軋板中的晶界偏析和析出物係重要的，必須設為500℃以下的範圍。本發明鋼的Cu量係捲取溫度大於500℃時，Cu係以ε-Cu相的方式開始析出。為了確保Cu在表面濃化之有效的固熔Cu量，析出量係以盡可能較少為佳。另一方面，捲取溫度小於400℃時，因Cu和Sn固熔的影響，鋼板的硬度上升顯著，而成為捲取時的捲物形狀不良和摩擦傷痕之原因。捲取溫度係較佳是設為450~500℃的範圍。
對如上述進行而得到的熱軋板，施行熱軋板退火、酸洗、及冷軋。隨後，施行用以使其再結晶之最後退火。此時的熱軋板的退火溫度以及最後退火溫度係設為下述的範圍。
(熱軋板的退火溫度：850~950℃)
熱軋板的退火溫度係以設為850~950℃的範圍為佳。熱軋板的退火溫度小於850℃時，熱軋板的再結晶不充分且肥粒鐵粒伸展化。熱軋板的退火溫度為850℃以上時，ε-Cu相熔解且在冷軋板的最後退火後，Cu量確保能夠在表面濃化。另一方面，熱軋板的退火溫度大於950℃時，促進肥粒鐵粒的粗大化而使製品的肥粒鐵粒粗大化。因此，必須設為950℃以下。
(最後退火溫度：850~950℃以下)
冷軋後的最後退火溫度係設為850℃以上。最後退火溫度小於850℃時，在輥軋方向伸展的冷軋組織係容易殘留且毛邊變大。而且，ε-Cu相開始析出，致使固熔Cu量變為不充分且表面的Cu濃度變低。另一方面，最後退火溫度大於950℃時，肥粒鐵粒的粗大化進展，而使肥粒鐵粒徑大於30μm。較佳最後退火溫度係880~920℃的範圍。
(最後退火的環境：氧濃度1%以上)
又，因為鋼板表面的氧化狀態係影響製品表面的Cu濃度，所以最後退火時的環境中的氧濃度係設為1%以上。由於Mn氧化物和Fe氧化物係與Cr氧化物同時形成鏽垢時，在表層附近形成氧化物之元素變少。因此，就相對比而言，Cu量係變多。通常，因為去鏽垢時係使用酸液將鋼板母材與氧化鏽垢同時熔解，所以在最後退火時，表面濃化係與因擴散而在表面濃化的Cu同時被促進。又，最後退火係在大氣中進行亦無妨。亦即，將大氣中的氧濃度(約21%)設為 環境之氧濃度上限即可。
(500℃為止的冷卻速度：50℃/s以上)
Cu係在最後退火後的冷卻時以ε-Cu相的方式析出。ε-Cu相一旦析出時，係無法在隨後的步驟再熔解。又，微細分散時，係引起硬度上升。為了使Cu在表層濃化且抑制硬度上升，必須控制析出狀態。因此，必須在至500℃為止的溫度範圍以50℃/s以上的冷卻速度進行冷卻。雖然冷卻速度大時，能夠抑制析出舉動，但是有容易產生形狀不良等之課題。因而，冷卻速度係較佳為55~65℃/s的範圍。
對最後退火後的冷軋板，使用酸洗施行去鏽垢。其次，可直接作為製品，隨後，亦可按照必要而施行調質輥軋。此時的調質軋縮率係以設為0.3~1.2%的範圍為佳。
實施例 (實施例1)
以下，將相當於第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之實施例顯示在以下。
將具有在表1A及表1B所表示的成分組成之成分No.1-1~1-38的鋼進行熔製而成為鋼塊。隨後，在表2A、表2B、表2D所表示的條件下進行熱軋而成為板厚為4mm的熱軋板。對該熱軋板以890℃的連續退火施行熱軋板退火。酸洗後，進行冷軋而成為板厚為1mm的冷軋板。
隨後，將上述冷軋板，使用在表2A、表2B、表2D所表示的溫度進行最後退火而成為冷軋退火板。針對如上述進行而得到的冷軋退火板，供於下述試驗。
(衝孔性的評價)
將上述冷軋退火板，以間隙(clearance)10%進行衝孔加工而形成12mmΦ的孔穴且測定剪切面的毛邊之高度。重複、連續進行該衝孔試驗且測定50次衝孔後之毛邊高度。連續衝孔時的毛邊高度係依存於衝孔加工初期之與工具的接觸。因此，只要在20~30次的加工不產生較大的毛邊時，就清楚明白能夠維持穩定的毛邊高度。因而，使用第20次的毛邊高度作為不損害生產性的指標而進行評價衝孔性。又，第1次的毛邊高度亦設為評價項目。
(肥粒鐵結晶粒徑的測定)
在與上述冷軋退火板的輥軋方向平行的板厚剖面，鏡面研磨板厚的中央部且使用王水進行腐蝕而使組織出現。依據在JIS G0552所規定的截斷法進行測定肥粒鐵粒之ASTM公稱粒徑。粒徑的測定係依照以下的程序進行。在照片上之板厚方向，描繪5條實際長度為800μm的線段且在輥軋方向描繪5條。計算該等線段與肥粒鐵晶界的交點。將板厚方向的線段之合計長度除以該交點的數目，來求取在板厚方向的肥粒鐵晶界被截斷之線段的平均長度。同樣地進行，亦求取在輥軋方向被截斷之線段的平均長度。將該等進一步平均而得到的值乘以1.13而得到ASTM公稱粒徑。
(鋼板表面的Cu濃度之測定)
從上述冷軋退火板切取20mm四方大小的試片。使用Rigaku製Spectruma GDA750/輝光放電發光光譜分析裝置(GDS)且在分析徑：4mm、測定間距：2.5mm/分鐘、分析時 間：20秒的條件下，邊從表面進行Ar濺射邊連續測定深度方向的Cu濃度。從測定結果抽出陽離子元素且將陽離子元素的量換算成為存在比率，來求取從最表層至內部之濃度輪廓。從所求取的輪廓，將從最表層起算5nm部分的Cu濃度設為表面Cu濃度。圖3係表示表層Cu濃度的測定例之圖。如圖3所顯示，得知Cu在表層附近係顯著地濃化。
將上述測定結果顯示在表2C及表2E中。從表1A、表1B、表2A~表2E得知以下情形。
在試驗No.1-1~1-30的鋼板，雖然成分範圍係滿足實施形態的組成之條件，但是不滿足其他條件之鋼板(試驗No.1-6、1-7、1-10、1-14、1-15、1-17、1-22、1-24、1-25、1-27、1-29、1-30)時，衝孔試驗時的毛邊高度為大於50μm，或是第20次的毛邊高度為大於50μm。
試驗No.1-1~1-5、1-8、1-9、1-11~1-13、1-16、1-18~1-21、1-23、1-26、1-28、1-30-1、1-30-2的鋼板係全部的條件係滿足本實施形態的範圍，衝孔試驗的初期毛邊高度、第20次的毛邊高度之任一者均良好而為50μm以下。
試驗No.1-31~1-51的鋼板係因為成分不滿足本實施形態的範圍，所以第20次的毛邊高度變大。
在試驗No.1-6、1-7、1-14、1-17、1-24，係滿足本實施形態的範圍之成分且使其熱軋條件變化。
在試驗No.1-6，係熱軋時的輥軋結束溫度脫離本實施形態的範圍。因此，肥粒鐵粒徑大於30μm且第20次的毛邊高度變大。
在試驗No.1-14，係在熱軋之輥軋結束溫度為較低且捲取溫度為較高且脫離本實施形態的範圍。因此，表層的Cu濃度低且肥粒鐵粒徑亦變大，而且衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度變大。
在試驗No.1-7、1-17，係熱軋的捲取溫度為較高且脫離本實施形態的範圍。因此，鋼板表層的Cu濃度變低且衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度變大。
在試驗No.1-24，係輥軋結束溫度為較低、冷軋板的最後退火溫度為較高且脫離本實施形態的範圍。因此，肥粒鐵粒徑亦變，雖然衝孔試驗的初期毛邊高度係較低，但是毛邊高度在第20次的衝孔試驗係變高。
試驗No.1-10、1-30係成分組成為適合本實施形態之使鋼的熱軋板的退火溫度變化之例子。
在試驗No.1-10，熱軋板的退火溫度為較低，表層的Cu濃度亦較低。因此衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度係變大。
在試驗No.1-30，因為熱軋板的退火溫度較高，所以表面Cu濃度成為小於15%。因此，衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度係變大。
試驗No.1-22、1-25係使成分組成為適合本實施形態之鋼的冷軋板最後退火溫度變化之例子。
在試驗No.1-22，係最後退火溫度為較低，表層的Cu濃度亦較低。因此，衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度變大。
在試驗No.1-25，係因為最後退火溫度高，所以肥粒鐵粒粒成長成為粗大。因此，第20次的毛邊高度變大。
試驗No.1-27係使成分組成為適合本實施形態之鋼的最後退火時的冷卻速度變化之例子。在試驗No.1-27因為冷卻速度慢，所以Cu係析出。因此表層的Cu濃度變低。而且由於退火溫度為較高之影響，肥粒鐵粒徑變大。其結果，衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度係同時變大。
試驗No.1-29係使成分組成為適合本實施形態之鋼的最後退火時的氧濃度之例子。在試驗No.1-29，因為最後退火時的氧濃度為較低，所以氧化鏽垢較薄且Cr氧化物為主體。因此，表層附近的元素變化為少許且Cu濃化變少。因此，衝孔試驗的初期毛邊高度及第20次的毛邊高度變大。
(實施例2)
以下，將相當於第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之實施例顯示在以下。
將具有表3A及表3B所表示的成分組成之成分No.2-1~2-36的鋼進行熔製而成為鋼塊。隨後，在表4A、表4B、表4D所表示的條件下進行熱軋而成為板厚為4mm的熱軋板。對該熱軋板以連續退火施行熱軋板退火。酸洗後，進行冷軋而成為板厚為1mm的冷軋板。
隨後，將上述冷軋板在表4A、表4B、表4D所表示的條件下進行最後退火而成為冷軋退火板。針對如上述進行而得到的冷軋退火板，係提供進行下述的試驗。
(1)衝孔性的評價
將上述冷軋退火板，以間隙10%進行衝孔加工而形成12mmΦ的孔穴且測定剪切面的毛邊之高度。重複、連續進行該衝孔試驗且測定20次衝孔後之毛邊高度。連續衝孔時的毛邊高度係依存於衝孔加工初期之與工具的接觸。因此，只要在20~30次的加工不產生較大的毛邊時，就能夠維持穩定的毛邊高度。因而，使用第20次的毛邊高度作為不損害生產性的指標而進行評價衝孔性。
(2)肥粒鐵結晶粒徑的測定
在與上述冷軋退火板的輥軋方向平行的板厚剖面，鏡面研磨板厚的中央部且使用王水進行腐蝕而使組織出現。依據在JIS G0552所規定的截斷法進行測定肥粒鐵粒之ASTM公稱粒徑。粒徑的測定係依照以下的程序進行。在照片上之板厚方向，描繪5條實際長度為800μm的線段且在輥軋方向描繪5條。計算該等線段與肥粒鐵晶界的交點。將板厚方向的線段之合計長度除以該交點的數目，來求取在板厚方向的肥粒鐵晶界被截斷之線段的平均長度。同樣地進行，亦求取在輥軋方向被截斷之線段的平均長度。將該等進一步平均而得到的值乘以1.13而得到ASTM公稱粒徑。
(3)表面硬度的測定
使用#600研磨冷軋退火板的表面，而且使用維氏硬度計 依據在JIS Z 2244所規定的方法測定表面硬度。測定時的試驗力為9.807N，測定5點且將其平均值設為表面硬度。
(4)鋼板表面的Cu濃度的陽離子分率之測定
從上述冷軋退火板切取20mm四方大小的試片。使用Rigaku製Spectruma GDA750/輝光放電發光光譜分析裝置(GDS)且在分析徑：4mm、測定間距：2.5mm/分鐘、分析時間：20秒的條件下，邊從表面進行Ar濺射邊連續測定深度方向的Cu濃度。從測定結果抽出陽離子元素且將陽離子元素的量換算成為存在比率，來求取從最表層至內部之濃度輪廓。從所求取的輪廓，將從最表層起算5nm部分的Cu濃度假設為表面Cu濃度。圖6表示表層Cu濃度的測定例之圖。得知Cu在表層附近係顯著地濃化。
將上述測定結果顯示在表4C及表4E中。從表3A、表3B、表4A~表4E得知以下的情形。
在試驗No.2-1~2-25的鋼板，雖然成分範圍係滿足本實施形態的組成之條件，但是不滿足其他條件之鋼板，衝孔試驗第20次的毛邊高度為大於50μm。試驗No.2-1、2-5~2-8、2-10、2-11、2-13~2-15、2-17~2-19、2-22、2-24的鋼板，係全部的條件滿足本實施形態的範圍，毛邊高度係良好而為50μm以下。
在試驗No.2-2、2-9、2-12、2-16、2-20，係滿足本實施形態的範圍之成分而改變熱軋條件。
在試驗No.2-2、2-9，因為熱軋時的精加工輥軋率係脫離本實施形態的範圍，所以毛邊大。
在試驗No.2-12，係在熱軋之輥軋結束溫度為較低且脫離本實施形態的範圍。因此，表層的Cu濃度變低且毛邊高度變大。
在試驗No.2-16、2-20，熱軋的捲取溫度係脫離本實施形態的範圍。因此，在試驗No.2-16，鋼板表層的Cu濃度變低，在試驗No.2-20，肥粒鐵粒徑為大於30μm。雙方均是毛邊高度變大。
試驗No.2-3、2-4、2-21、2-23係使成分組成為適合本實施形態之鋼的冷軋板退火的條件變化之例子。
在試驗No.2-3，因為冷軋板退火後的冷卻速度慢，所以肥粒鐵粒係粒成長成為粗大且ε-Cu相析出。因此，表層的Cu濃度低落且第20次的毛邊大。
在試驗No.2-4，退火溫度較低。因此，雖然表層的Cu濃度及肥粒鐵粒徑係滿足實施形態的範圍，但是表面硬度高。因此，毛邊大。
在試驗No.2-21，冷軋板退火後的冷卻速度慢且ε-Cu相析出。因此，表層的Cu濃度低落且第20次的毛邊大。
在試驗No.2-23，因為冷軋板的最後退火溫度高，所以表面硬度低落且第20次的毛邊大。
在試驗No.2-25，係使成分組成為適合本實施形態之鋼的最後退火時的氧濃度變化之例子。因為氧濃度為較低，所以氧化鏽垢薄且Cr氧化物為主體。因此，表層附近的元素變化為少許且Cu濃化變少。因而，毛邊變大。
試驗No.2-26~2-46的鋼板，係因為成分不滿足本 實施形態的範圍，所以毛邊高度大。
產業上之可利用性
第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板係具有優異的耐蝕性，而且能夠減小衝孔加工時的毛邊。因此，第1實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板係能夠應用在廚房、家庭用電氣機器、器具、容器、醫療器具、貯水機的領域。
第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板係具有優異的耐蝕性，而且能夠減小衝孔加工時的毛邊。因此，第2實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板能夠應用在醫療器具和建築金屬器具的領 域。

Claims (6)

  1. 一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，含有：C：0.016質量%以下、Si：1.0質量%以下、Mn：1.0質量%以下、P：0.010~0.035質量%、S：0.005質量%以下、Al：0.50質量%以下、N：0.018質量%以下、Cr：15.6~17.5質量%、Cu：0.10~0.50質量%、Sn：0.01~0.3質量%，且更含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、Mo：0.05~0.50質量%以下、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上，並且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，肥粒鐵粒徑為30μm以下。
  2. 如請求項1之具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其進一步以質量%計，含有下述之1種以上：B：0.001質量%以下、V：0.50質量%以下、W：0.50質量%以下、Co：0.50質量%以下、Mg：0.01質量%以下、Ca：0.003質量%以下、Zr：0.30質量%以下、REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下、Ta：0.50質量%以下、Sb：0.001~0.3質量%、及Ga：0.0002~0.1質量%。
  3. 一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，係將由如請求項1或2之成分組成所構成之鋼的鋼胚加熱至1100℃以上，隨後進行精加工輥軋結束溫度為 900℃以上之熱軋延，而且在450~600℃捲取而得到熱軋板，隨後，於800~950℃將前述熱軋板進行退火、酸洗、冷軋延，隨後於820℃~950℃的溫度且在氧濃度1%以上的環境下進行最後退火，隨後於到達600℃為止的溫度範圍以冷卻速度為30℃/s以上進行冷卻。
  4. 一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，含有：C：0.020質量%以下、Si：0.80質量%以下、Mn：1.0質量%以下、P：0.010~0.035質量%、S：0.005質量%以下、Al：0.50質量%以下、N：0.020質量%以下、Cr：15.6~17.5質量%、Cu：0.50~2.00質量%、Sn：0.001~0.1質量%，且含有選自Ti：0.05~0.30質量%以下、Nb：0.05~0.40質量%、及Ni：0.05~0.50質量%之1種以上，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；鋼板表面的Cu濃度以陽離子分率計為15%以上，肥粒鐵粒徑為30μm以下，表面硬度為140~180。
  5. 如請求項4之具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板，其進一步以質量%計，含有下述之1種以上：Mo：0.01~0.50質量%、B：0.001質量%以下、V：0.50質量%以下、W：0.50質量%以下、Co：0.50質量%以下、Mg：0.01質量%以下、Ca：0.003質量%以下、Zr：0.30質量%以下、REM(稀土類金屬)：0.02質量%以下、Ta：0.50質量%以下、Sb：0.001~0.3質量%、及Ga：0.0002~0.1質量%。
  6. 一種具優異衝孔加工性之肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，係將由如請求項4或5之成分組成所構成之鋼的鋼胚加熱至1100℃以上，隨後在精加工輥軋時的輥軋率為80~90%、且結束溫度為900℃以上的條件下進行熱軋延，而且於400~500℃捲取而得到熱軋板，隨後將前述熱軋板進行退火、酸洗、冷軋延，隨後於850℃~950℃的溫度且在氧濃度1%以上的環境下進行最後退火，隨後於到達500℃為止的溫度範圍以冷卻速度為50℃/s以上進行冷卻。
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