TW201621063A - 不銹鋼及其製造方法 - Google Patents

不銹鋼及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201621063A
TW201621063A TW104122003A TW104122003A TW201621063A TW 201621063 A TW201621063 A TW 201621063A TW 104122003 A TW104122003 A TW 104122003A TW 104122003 A TW104122003 A TW 104122003A TW 201621063 A TW201621063 A TW 201621063A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
hot
annealing
rolled sheet
stainless steel
cold
Prior art date
Application number
TW104122003A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI567208B (zh
Inventor
Akito Mizutani
Masataka Yoshino
Mitsuyuki Fujisawa
Ayako Ta
Original Assignee
Jfe Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of TW201621063A publication Critical patent/TW201621063A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI567208B publication Critical patent/TWI567208B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

Landscapes

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

Abstract

本發明藉由以質量%計含有C：0.005~0.050%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~1.0%、P：0.040%以下、S：0.01%以下、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.01~1.0%、Al：0.001~0.10%及N：0.005~0.06%，且剩餘部分設為Fe及不可避免之雜質之組成，並使之以相對於組織整體之體積率計含有1~10%之麻田散鐵相，而提供成形性及耐隆脊特性優異、且可於較高之生產性之下製造之不銹鋼。

Description

不銹鋼及其製造方法
本發明係關於一種不銹鋼，特別是成形性及耐隆脊特性(ridging resistance)優異之不銹鋼。
SUS430所代表之肥粒鐵系不銹鋼由於經濟性且耐腐蝕性優異，故而用於家電製品、廚房機器等。近年來，由於具有磁性，故而於可對應感應加熱(IH，induction heating)方式之烹飪器具之應用正增加。鍋等烹飪器具較多藉由拉伸加工或拉拔加工而成形，為了成形為特定形狀，需要充分之伸長率及平均蘭克福特值((軋壓平行方向之r值+2×軋壓45°方向之r值+軋壓直角方向之r值)÷4，以下，有時記為平均r值)。
於進行拉伸成形或拉拔成形之情形時，重要的是鋼板之材質之異向性較小。例如，於進行拉伸成形之情形時，即便鋼板之平均斷裂伸長率((軋壓平行方向之斷裂伸長率+2×軋壓45°方向之斷裂伸長率+軋壓直角方向之斷裂伸長率)÷4，以下，有時記為平均El)較大，其成形極限亦受鋼板之斷裂伸長率最低之方向之斷裂伸長率所制約。因此，為了穩定實施拉伸成形，要求斷裂伸長率之面內異向性((軋壓平行方向之斷裂伸長率-2×軋壓45°方向之斷裂伸長率+軋壓直角方向之斷裂伸長率)÷2之絕對值，以下有時記為|△El |)較小。
又，於拉拔加工中，會產生起因於鋼板之r值之面內異向性((軋壓平行方向之r值-2×軋壓45°方向之r值+軋壓直角方向之r值)÷2之絕對值，以下有時記為|△r |)之毛邊。|△r |越大之鋼板，毛邊變得越大。因此，於對|△r |較大之鋼板進行拉拔加工之情形時，變得需要增大壓製成形前之毛坯直徑，而存在製造良率降低之問題。因此，要求|△r |較小。
另一方面，關於烹飪鍋等，其表面外觀亦會較大地影響商品價值。通常，若將肥粒鐵系不銹鋼進行成形，則會形成稱為隆脊之表面凹凸，成形後之表面外觀會惡化。於產生過度之隆脊之情形時，成形後需要去除凹凸之研磨步驟，而存在製造成本增加之問題。因此，要求隆脊較小。隆脊係起因於具有類似之結晶方位之肥粒鐵粒之集合體(以下，有時記為肥粒鐵群落或者群落)。認為鑄造時生成之粗大之柱狀晶組織藉由熱軋而延展，經延展之粒或粒群經過熱軋板退火、冷軋及冷軋板退火之後亦殘存，藉此形成群落。
對於上述問題，例如專利文獻1中揭示有「對γmax為20以上且未滿70之肥粒鐵系不銹鋼之鋼坯實施熱軋，其後進行急冷，並將所獲得之熱軋板於未滿600℃下進行捲取而製成肥粒鐵相與碳固溶量較多之麻田散鐵相之2相組織，其後不實施熱軋板退火，於2相組織之狀態下進行軋壓率20~80%之中間冷軋，於肥粒鐵相蓄積應變，其後，實施利用箱型爐之長時間之退火(批量退火)，使蓄積應變之肥粒鐵相再結晶，同時使碳固溶量較多之麻田散鐵相再結晶成肥粒鐵相而將集合組織無規化之後，進而進行最終冷軋及再結晶退火，藉此製成肥粒鐵單相組織，而獲得加工性優異之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法」。此處，γmax=420C-11.5Si+7Mn+ 23Ni-11.5Cr-12Mo+9Cu-49Ti-50Nb-52Al+470N+189。再者，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、Ti、Nb、Al及N意指各元素之含量(質量%)。
又，專利文獻2中揭示有「將具有以重量%計包含C：0.02~0.05%、Si：1.0%以下、Mn：1.5%以下、N：0.02~0.05%、Cr：15~18%、Al：0.10~0.30%、剩餘部分為Fe及不可避免之雜質之化學組成的鋼坯加熱至1100~1250℃後實施熱軋，於最終道次出料側溫度為950℃以上結束熱軋，熱軋後以20~80℃/s之冷卻速度冷卻至500~650℃之捲取溫度，而製成包含肥粒鐵相與麻田散鐵相之複合組織且具有以體積率計為10~20%之麻田散鐵之熱軋板，對所獲得之熱軋板繼續於850~980℃之溫度範圍進行180~300秒之退火，繼而實施以15℃/秒以上之冷卻速度進行急冷之熱軋板退火，進而對該熱軋退火板進行冷軋，繼而實施精加工退火，藉此製成肥粒鐵單相組織，從而獲得耐隆脊特性、壓製成形性優異，表面性狀良好之含鋁之肥粒鐵系不銹鋼板的製造方法」。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利4744033號公報
專利文獻2：日本專利特開平9-111354號公報
然而，於專利文獻1之方法中，完全未提及斷裂伸長率之面內異向性。又，於鋼板之製造時，需要於熱軋後在不實施退 火之情況下實施冷軋，故而軋壓負荷增加，進而變得需要長時間之箱退火與2次之冷軋步驟，因此導致生產性降低。
又，於專利文獻2所記載之方法中，需要含有0.10重量%~0.30重量%之Al，容易產生由鑄造時所生成之大量Al2O3引起之鑄疵等表面缺陷。
本發明係鑒於上述現狀所開發者，其目的在於提供一種成形性及耐隆脊特性優異，並且可於較高生產性下製造之不銹鋼、及其製造方法。
再者，所謂「優異之成形性」，意指於依據JIS Z 2241之拉伸試驗中，根據以下(1)式所算出之平均斷裂伸長率(平均El)為25%以上，根據如下(2)式所算出之斷裂伸長率之面內異向性|△El |為3.0%以下，於依據JIS Z 2241之拉伸試驗中，於賦予有15%之應變時，根據以下(3)式所算出之平均r值為0.70以上，及根據以下(4)式所算出之r值之面內異向性|△r |為0.30以下。
平均El=(ElL+2×ElD+ElC)/4 (1)
|△El |=|(ElL-2×ElD+ElC)/2 | (2)
平均r值=(rL+2×rD+rC)/4 (3)
|△r |=|(rL-2×rD+rC)/2 | (4)
此處，ElL及rL為自於平行於軋壓方向之方向採取之試驗片所獲得之斷裂伸長率及r值，ElD及rD為自於相對於軋壓方向45°之方向採取之試驗片所獲得之斷裂伸長率及r值，ElC及rC為自於軋壓直角方向採取之試驗片所獲得之斷裂伸長率及r值。
又，所謂「優異之耐隆脊特性」，意指利用如下所述之方法所測得之隆脊高度為2.5μm以下。關於隆脊高度之測定， 首先，與軋壓方向平行地採取JIS5號拉伸試驗片。繼而，對所採取之試驗片之表面使用#600之砂紙進行研磨之後，賦予20%之拉伸應變。繼而，於試驗片之平行部中央之研磨面，於與軋壓方向直角之方向上，利用表面粗度計而測定JIS B 0601(2001年)所規定之算術平均起伏度Wa。測定條件為測定長度16mm、高截濾波器波長0.8mm、低截濾波器波長8mm。將該算術平均起伏度設為隆脊高度。
為了解決上述問題，發明者等人反覆進行了努力研究。特別是發明者等人為了提高生產性，對藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火而非現在通常進行之利用箱退火(批量退火)之長時間之熱軋板退火來確保優異之成形性及耐隆脊特性之方法反覆進行了努力研究。結果發現：即便於進行使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火之情形時，亦可藉由在熱軋板退火時生成麻田散鐵相，並於該狀態下實施冷軋，而有效地破壞鑄造階段所生成之肥粒鐵群落。進而發現：藉由對如此而獲得之冷軋板於適當條件下進行冷軋板退火，將冷軋退火板之組織製成包含麻田散鐵相與肥粒鐵相之2相組織，將麻田散鐵相相對於組織整體之體積率控制為恰當，而可同時獲得優異之成形性與耐隆脊特性。本發明係基於上述見解進一步進行研究後完成者。
即，本發明之主旨構成如下。
1.一種不銹鋼，以質量%計，其包含：含有C：0.005~0.050%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~1.0%、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.01~1.0%、Al：0.001~0.10%及N：0.005 ~0.06%，且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質之成分組成，並且以相對於組織整體之體積率計包含1~10%之麻田散鐵相。
2.如上述1之不銹鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自Cu：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%及Co：0.01~0.5%中之1種或2種以上。
3.如上述1或2之不銹鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Ca：0.0002~0.0020%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%及REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上。
4.如上述1至3中任一項之不銹鋼，其平均斷裂伸長率為25%以上，斷裂伸長率之面內異向性|△El |為3%以下，平均蘭克福特值為0.70以上，蘭克福特值之面內異向性|△r |為0.30以下，及隆脊高度為2.5μm以下。
5.一種不銹鋼之製造方法，其係製造如上述1至4中任一項之不銹鋼之方法，並且包含下列步驟：對包含如上述1至3中任一項記載之成分組成之鋼坯進行熱軋，而製成熱軋板之步驟；進行將上述熱軋板於900℃以上且1050℃以下之溫度範圍保持5秒~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板之步驟；對上述熱軋退火板進行冷軋，而製成冷軋板之步驟；及進行將上述冷軋板於850℃以上且950℃以下之溫度範圍保持5秒~5分鐘之冷軋板退火之步驟。
根據本發明，可獲得成形性及耐隆脊特性優異之不銹鋼。又，本發明之不銹鋼由於可藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火而非利用箱退火(批量退火)之長時間之熱軋板退火而製造，故而於生產性方面極有利。
以下，具體地說明本發明。首先，對本發明之不銹鋼具有優異之成形性與耐隆脊特性之原因進行說明。為了提昇不銹鋼之耐隆脊特性，有效的是對具有類似之結晶方位之晶粒之集合體即肥粒鐵群落進行破壞。本發明者等人基於生產性之觀點，對藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火，而非現在通常進行之利用箱退火(批量退火)之長時間之熱軋板退火，以確保優異之成形性及耐隆脊特性反覆進行了研究，結果發現：藉由在熱軋板退火時升溫至肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域，以促進再結晶並且生成沃斯田鐵相，於熱軋板退火後確保一定量之麻田散鐵相，並於該狀態下進行冷軋，藉此對肥粒鐵相有效地賦予軋壓應變，有效率地破壞肥粒鐵群落。
進而，本發明者等人發現：藉由對如此而獲得之冷軋板加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵相之兩相區域進行冷軋板退火，使麻田散鐵相適量殘存及/或生成，可抑制集合組織向軋壓方向過度發達，從而最終製品之r值及斷裂伸長率之面內異向性變小。又，發現：藉由進行如上述之冷軋板退火，以促進再結晶並且生成沃斯田鐵相 (冷卻後變態為麻田散鐵相)，可進一步有效地破壞肥粒鐵群落。然而，於麻田散鐵相之體積率變得多至一定以上之情形時，強度上升，斷裂伸長率顯著降低。因此，發明者等人針對可獲得特定之成形性及耐隆脊特性之麻田散鐵相之體積率進行了詳細研究。其結果為，發現：藉由將麻田散鐵相之體積率控制為以相對於組織整體之體積率計為1~10%之範圍，可於不伴有因鋼板強度上升所引起之斷裂伸長率之降低之情況下獲得特定之成形性及耐隆脊特性。
於冷軋板退火中，產生藉由冷軋而導入有應變之肥粒鐵相及麻田散鐵相之再結晶。此處，如上所述，重要的是於冷軋板退火中，適量殘存藉由熱軋板退火所生成之麻田散鐵相、或生成適量之沃斯田鐵相(冷卻後變態為麻田散鐵相)。即，藉由在冷軋板退火時存在適量之麻田散鐵相或沃斯田鐵相，肥粒鐵晶粒向軋壓平行方向之優先成長受到抑制。為了獲得該效果，需要於最終製品中，以相對於組織整體之體積率計含有1%以上之麻田散鐵相。另一方面，若麻田散鐵相之體積率超過10%，則因含有過度之麻田散鐵相，鋼板會硬質化，無法獲得特定之平均El。因此，麻田散鐵相相對於組織整體之體積率設為1~10%之範圍。較佳為1%~5%之範圍。再者，麻田散鐵相以外之組織成為肥粒鐵相。
其次，對本發明之不銹鋼之成分組成之限定原因進行說明。再者，成分組成中之元素之含量之單位均為「質量%」，以下，只要無特別說明，則僅以「%」表示。
C：0.005~0.050%
C具有促進沃斯田鐵相之生成、擴大肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域的效果。為了獲得該等效果，需要含有0.005%以上 之C。但是，若C含量超過0.050%，則鋼板會硬質化，無法獲得特定之平均El。因此，C含量設為0.005~0.050%之範圍。較佳為0.008~0.025%之範圍。進而較佳為0.010~0.020%之範圍。
Si：0.01~1.00%
Si係鋼熔製時作為脫氧劑而發揮作用之元素。為了獲得該效果，需要添加0.01%以上之Si。但是，若Si含量超過1.00%，則鋼板會硬質化，而無法獲得特定之平均El，此外退火時所生成之表面銹皮變得牢固，酸洗變得困難，故而欠佳。因此，Si含量設為0.01~1.00%之範圍。較佳為0.10~0.75%之範圍。進而較佳為0.10~0.30%之範圍。
Mn：0.01~1.0%
Mn係與C同樣地具有促進沃斯田鐵相之生成、於退火時擴大肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域的效果。為了獲得該效果，需要添加0.01%以上之Mn。但是，若Mn含量超過1.0%，則MnS之生成量增加，而耐腐蝕性降低。因此，Mn含量設為0.01~1.0%之範圍。較佳為0.50~1.0%之範圍。進而較佳為0.60~0.90%之範圍。進而更佳為0.75~0.85%之範圍。
P：0.040%以下
P由於係助長由晶界偏析所引起之晶界破裂之元素，故而較理想為較少，將上限設為0.040%。較佳為0.030%以下。進而較佳為0.020%以下。再者，P含量之下限並無特別限定，就製造成本等觀 點而言，為0.010%左右。
S：0.010%以下
S係成為MnS等硫化物系中介物而存在，使延性或耐腐蝕性等降低之元素，特別是於含量超過0.010%之情形時，明顯地產生該等不良影響。因此，S含量較理想為儘可能低，S含量之上限設為0.010%。較佳為0.007%以下。進而較佳為0.005%以下。再者，S含量之下限並無特別限定，就製造成本等之觀點而言，為0.001%左右。
Cr：15.5~18.0%
Cr係具有於鋼板表面形成鈍態皮膜而提昇耐腐蝕性之效果的元素。為了獲得該效果，需要將Cr含量設為15.5%以上。但是，若Cr含量超過18.0%，則於退火時，沃斯田鐵相之生成變得不充分，導致無法獲得特定之材料特性。因此，Cr含量設為15.5~18.0%之範圍。較佳為16.0~17.5%之範圍。進而較佳為16.5~17.0%之範圍。
Ni：0.01~1.0%
Ni係與C、Mn同樣地具有促進沃斯田鐵相之生成、於退火時擴大出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域之效果。為了獲得該效果，需要將Ni含量設為0.01%以上。但是，若Ni含量超過1.0%，則加工性降低。因此，Ni含量設為0.01~1.0%之範圍。較佳為0.1~0.6%之範圍。進而較佳為0.1~0.4%之範圍。
Al：0.001~0.10%
Al係與Si同樣地作為脫氧劑而發揮作用之元素。為了獲得該效果，需要含有0.001%以上之Al。但是，若Al含量超過0.10%，則Al2O3等Al系中介物增加，表面性狀變得容易降低。因此，Al含量設為0.001~0.10%之範圍。較佳為0.001~0.05%之範圍。進而較佳為0.001~0.03%之範圍。
N：0.005~0.06%
N係與C、Mn同樣地具有促進沃斯田鐵相之生成、於退火時擴大出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域的效果。為了獲得該效果，需要將N含量設為0.005%以上。但是，若N含量超過0.06%，則延展性明顯降低，並且導致因助長Cr氮化物之析出而引起之耐腐蝕性降低。因此，N含量設為0.005~0.06%之範圍。較佳為0.008~0.045%之範圍。進而較佳為0.010~0.020%之範圍。
以上，對基本成分進行了說明，為了提昇製造性或材料特性，可於本發明之不銹鋼中視需要適當含有以下所述之元素。
選自Cu：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%及Co：0.01~0.5%中之1種或2種以上
Cu：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%
Cu及Mo均係提昇耐腐蝕性之元素，特別是於要求較高之耐腐蝕性之情形時含有較有效。又，Cu具有促進沃斯田鐵相之生成、於退火時擴大出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相溫度區域的效 果。該等效果係藉由分別含有0.1%以上而獲得。但是，若Cu含量超過1.0%，則存在熱加工性降低之情形，故而欠佳。因此，於含有Cu之情形時，設為0.1~1.0%之範圍。較佳為0.2~0.8%之範圍。進而較佳為0.3~0.5%之範圍。又，若Mo含量超過0.5%，則於退火時，沃斯田鐵相之生成變得不充分，變得難以獲得特定之材料特性，故而欠佳。因此，於含有Mo之情形時，設為0.1~0.5%之範圍。較佳為0.2~0.3%之範圍。
Co：0.01~0.5%
Co係提昇韌性之元素。該效果係藉由添加0.01%以上之Co而獲得。另一方面，若Co含量超過0.5%，則會使製造性降低。因此，於含有Co之情形時，設為0.01~0.5%之範圍。進而較佳為0.02~0.20%之範圍。
選自V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Ca：0.0002~0.0020%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%及REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上
V：0.01~0.25%
V係與鋼中之C及N鍵結，而降低固溶C、N。藉此，使平均r值提昇。進而，抑制熱軋板中之碳氮化物之析出，而抑制起因於熱軋、退火之線狀瑕疵之產生，而改善表面性狀。為了獲得該等效果，需要將V含量設為0.01%以上。但是，若V含量超過0.25%，則加工性降低，並且導致製造成本上升。因此，於含有V之情形時，設為0.01~0.25%之範圍。較佳為0.03~0.15%之範圍。進而較佳為 0.03~0.05%之範圍。
Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%
Ti及Nb係與V同樣地與C及N之親和力較高之元素，於熱軋時以碳化物或氮化物之形式析出，而具有使母相中之固溶C、N降低，使冷軋板退火後之加工性提昇之效果。為了獲得該等效果，需要含有0.001%以上之Ti或0.001%以上之Nb。但是，若Ti含量或Nb含量超過0.05%，則因過量之TiN及NbC之析出而無法獲得良好之表面性狀。因此，於含有Ti之情形時，設為0.001~0.05%之範圍，於含有Nb之情形時，設為0.001~0.05%之範圍。Ti含量較佳為0.003~0.010%之範圍。Nb含量較佳為0.005~0.020%之範圍。進而較佳為0.010~0.015%之範圍。
Ca：0.0002~0.0020%
Ca係對於防止連續鑄造時容易發生之由Ti系中介物之結晶化所引起之噴嘴堵塞而言有效之成分。為了獲得該效果，需要含有0.0002%以上。但是，若Ca含量超過0.0020%，則生成CaS，導致耐腐蝕性降低。因此，於含有Ca之情形時，設為0.0002~0.0020%之範圍。較佳為0.0005~0.0015之範圍。進而較佳為0.0005~0.0010%之範圍。
Mg：0.0002~0.0050%
Mg係具有提昇熱加工性之效果的元素。為了獲得該效果，需要含有0.0002%以上。但是，若Mg含量超過0.0050%，則表面品 質降低。因此，於含有Mg之情形時，設為0.0002~0.0050%之範圍。較佳為0.0005~0.0035%之範圍。進而較佳為0.0005~0.0020%之範圍。
B：0.0002~0.0050%
B係對於防止低溫二次加工脆化而言有效之元素。為了獲得該效果，需要含有0.0002%以上。但是，若B含量超過0.0050%，則熱加工性降低。因此，於含有B之情形時，設為0.0002~0.0050%之範圍。較佳為0.0005~0.0035%之範圍。進而較佳為0.0005~0.0020%之範圍。
REM：0.01~0.10%
稀土金屬(REM，Rare Earth Metals)係提昇耐氧化性之元素，具有尤其是抑制焊接部之氧化皮膜形成而提昇焊接部之耐腐蝕性的效果。為了獲得該效果，需要添加0.01%以上之REM。但是，若REM含量超過0.10%，則使冷軋退火時之酸洗性等製造性降低。又，REM為昂貴之元素，因而過度之添加會導致製造成本增加，故而欠佳。因此，於含有REM之情形時，設為0.01~0.10%之範圍。
以上，對本發明之不銹鋼之成分組成進行了說明。再者，本發明之成分組成之中，上述以外之成分為Fe及不可避免之雜質。
其次，對本發明之不銹鋼之製造方法進行說明。將包含上述成分組成之鋼液利用轉爐、電爐、真空熔解爐等之公知方法進行熔製，藉由連續鑄造法或鑄錠-開坯法製成鋼素材(鋼坯)。將該 鋼坯於1100~1250℃下加熱1~24小時、或不加熱而於鑄造之情況下直接進行熱軋製成熱軋板。其後，進行將熱軋板於成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域溫度之900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板。繼而，對熱軋退火板視需要實施酸洗後實施冷軋，而製成冷軋板。其後，對冷軋板進行冷軋板退火，而製成冷軋退火板。進而，對冷軋退火板視需要實施酸洗，而製成製品。
此處，關於冷軋，就伸長性、彎曲性、壓製成形性及形狀矯正之觀點而言，較佳為以50%以上之軋縮率進行。又，於本發明中，可反覆進行冷軋-退火2次以上。又，冷軋板退火係藉由在850℃以上且950℃以下之溫度下保持5秒~5分鐘而進行。為了進一步謀求光澤，可進行BA退火(光亮退火)。再者，為了進一步使表面性狀提昇，亦可實施研削或研磨等。以下，對上述製造條件中之熱軋板退火及冷軋板退火條件之限定原因進行說明。
熱軋板退火條件：於900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒~15分鐘
熱軋板退火係本發明為了獲得優異之成形性及耐隆脊特性而極重要之步驟。若熱軋板退火之保持溫度未滿900℃，則不會產生充分之再結晶，且會成為肥粒鐵單相區域，故而存在無法獲得藉由兩相區域退火而表現之本發明之效果之情況。另一方面，若保持溫度超過1050℃，則藉由熱軋板退火後所生成之麻田散鐵相之體積率會減少，因而其後之冷軋中之軋壓應變向肥粒鐵相之集中效果降低，肥粒鐵群落之破壞變得不充分，導致存在無法獲得特定之耐隆脊特 性之情況。又，於保持時間未滿5秒之情形時，存在如下情況：即便於特定之溫度下進行退火，沃斯田鐵相之生成及肥粒鐵相之再結晶亦不會充分地產生，故而無法獲得所需之成形性。另一方面，若保持時間超過15分鐘，則存在如下情況：於沃斯田鐵相之C稠化得到助長，於熱軋板退火後，過量地生成麻田散鐵相，熱軋板韌性降低。因此，熱軋板退火設為於900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒~15分鐘。較佳為於920℃以上且1030℃以下之溫度下保持15秒~3分鐘。
冷軋板退火條件：於850~950℃之溫度下保持5秒~5分鐘
冷軋板退火係對於為了使於熱軋板退火中所形成之肥粒鐵相進行再結晶，並且將最終製品中之麻田散鐵相之體積率調整為特定之範圍而言重要之步驟。若冷軋板退火之保持溫度未滿850℃，則不會充分地產生再結晶，導致無法獲得特定之平均El及平均r值。另一方面，於保持溫度超過950℃之情形時，會過量地生成麻田散鐵相，鋼板會硬質化，導致無法獲得特定之平均El。又，於保持時間未滿5秒之情形時，即便於特定之溫度下進行退火，亦不會充分地產生肥粒鐵相之再結晶，故而無法獲得特定之平均El及平均r值。另一方面，若保持時間超過5分鐘，則晶粒顯著粗大化，鋼板之光澤度會降低，故而就表面美觀性之觀點而言欠佳。因此，冷軋板退火設為於850~950℃之溫度下保持5秒~5分鐘。較佳為於880℃~940℃下保持15秒~3分鐘。
[實施例]
將具有表1所示之成分組成之鋼50kg利用小型真空 熔解爐進行熔製。將該等鋼錠於1150℃下加熱1h後，實施熱軋，而製成3.0mm厚之熱軋板。熱軋後水冷至600℃，其後進行空氣冷卻。繼而，對該等熱軋板以表2所記載之條件實施熱軋板退火後，對表面進行藉由噴九處理及酸洗之除銹。進而，冷軋至板厚0.8mm後，以表2所記載之條件進行冷軋板退火(冷軋板退火)，進行藉由酸洗之除銹處理，而獲得冷軋退火板。對如此而獲得之冷軋退火板進行以下評價。
(1)組織觀察 ‧麻田散鐵相之體積率
用冷軋退火板製作剖面觀察用之試驗片，並實施利用王水之蝕刻處理，其後利用光學顯微鏡進行觀察。根據組織形狀及蝕刻強度區分麻田散鐵相及肥粒鐵相之後，藉由圖像處理算出麻田散鐵相之體積率。觀察係針對10個視野以倍率100倍而實施，並將其平均值設為麻田散鐵相之體積率。再者，麻田散鐵相以外之組織為肥粒鐵相。
(2)成形性之評價 ‧平均斷裂伸長率(平均El)及斷裂伸長率之面內異向性|△El |
自冷軋退火板以與軋壓方向平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)之方向分別成為試驗片之長度方向之方式採取JIS 13B號拉伸試驗片，並依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，測定斷裂伸長率。然後，使用以下式算出平均斷裂伸長率(平均El)，並將25%以上之情形設為合格(○)，將未滿25%之情形設為不合格(×)。
平均El=(ElL+2×ElD+ElC)/4
其次，使用以下式算出|△El |，將3.0%以下之情形設為合格(○)，將超過3.0%之情形設為不合格(×)。
|△El |=|(ElL-2×ElD+ElC)/2 |
‧平均r值及r值之面內異向性|△r |
自冷軋退火板以相對於軋壓方向成為平行(L方向)、45°(D方向)、直角(C方向)之方向分別成為試驗片之長度方向之方式採取JIS 13B號拉伸試驗片，求出於依據JIS Z 2241之拉伸試驗中賦予有15%之應變時之各方向之r值(rL、rD、rC)。此處，rL、rD、rC分別為L方向、D方向、C方向之平均蘭克福特值(平均r值)。繼而，根據以下之式求出平均r值，將該平均r值為0.70以上之情形設為合格(○)，將未滿0.70之情形設為不合格(×)。
平均r值=(rL+2×rD+rC)/4
又，根據以下式算出|△r |，將該|△r |為0.30以下之情形設為合格(○)，將超過0.30之情形設為不合格(×)。
|△r |=|(rL-2×rD+rC)/2 |
(3)耐隆脊特性之評價
自冷軋退火板以與軋壓方向平行之方向成為試驗片之長度之方式採取JIS 5號拉伸試驗片，將其表面使用#600之砂紙進行研磨，其後依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，而賦予20%之拉伸應變。其後，於該試驗片之平行部中央之研磨面，於對於軋壓方向而言為直角之方向上，使用表面粗度計對JIS B 0601(2001年)所規定之算術平均 起伏度Wa以測定長度16mm、高截濾波器波長0.8mm、低截濾波器波長8mm進行測定。將Wa為2.0μm以下之情形設為特別優異之耐隆脊特性且合格(◎)，將超過2.0μm且2.5μm以下之情形設為合格(○)，將超過2.5μm之情形設為不合格(×)。
(4)耐腐蝕性之評價
自冷軋退火板採取60×100mm之試驗片，對表面利用#600砂紙進行研磨精加工後，製作端面部經密封之試驗片，供於JIS H 8502所規定之鹽水噴霧循環試驗。鹽水噴霧循環試驗係將鹽水噴霧(5質量%NaCl、35℃、噴霧2h)→乾燥(60℃、4h、相對濕度40%)→濕潤(50℃、2h、相對濕度≧95%)設為1個循環，進行8個循環。對實施鹽水噴霧循環試驗8個循環後之試驗片表面拍攝照片，藉由圖像分析測定試驗片表面之生銹面積，並根據與試驗片全部面積之比率算出生銹率((試驗片中之生銹面積/試驗片全部面積)×100[%])。將生銹率為10%以下設為特別優異之耐腐蝕性且合格(◎)，將超過10%且25%以下設為合格(○)，將超過25%設為不合格(×)。將上述(1)~(4)之評價結果一併記載於表2。
根據表2可知，任一發明例均於成形性及耐隆脊特性方面優異，並且耐腐蝕性亦優異。特別關於含有0.32%之Cu之No.3(鋼AC)、含有0.21%之Mo之No.5(鋼AE)、含有17.8%之Cr之No.11(鋼AK)、及將N抑制為0.020%以下之No.15~19(鋼AO~AS)，鹽水噴霧循環試驗後之生銹率成為10%以下，可知耐腐蝕性進一步提昇。
另一方面，C含量超過適當範圍之No.20(鋼BA)未獲得特定之平均El及耐腐蝕性。Cr含量超過恰當範圍之No.21(鋼BB)由於麻田散鐵相之體積率低於恰當範圍，故而未獲得特定之|△El |、|△r |及耐隆脊特性。Cr含量低於恰當範圍之No.22(鋼BC)未獲得特定之耐腐蝕性。
熱軋板退火之保持溫度低於恰當範圍之No.23(鋼AA)由於麻田散鐵相之體積率低於恰當範圍，故而未獲得特定之|△El |、|△r |及耐隆脊特性。熱軋板退火之保持溫度超過恰當範圍之No.24(鋼AA)由於麻田散鐵相之體積率低於恰當範圍，故而未獲得特定之|△El |、平均r值、|△r |及耐隆脊特性。冷軋板退火之保持溫度低於恰當範圍之No.25(鋼AA)不會充分地發生再結晶，未獲得特定之平均El、|△El |、平均r值、|△r |及耐隆脊特性。冷軋板退火之保持溫度超過恰當範圍之No.26(鋼AA)由於麻田散鐵相之體積率超過恰當範圍，故而未獲得特定之平均El及平均r值。據此可知，根據本發明，可獲得具有優異之耐隆脊特性及成形性、進而耐腐蝕性亦優異之不銹鋼。
(產業上之可利用性)
根據本發明所獲得之不銹鋼特別適合於以拉伸或拉 拔為主體之壓製成形品或要求較高之表面美觀性之用途，例如於廚房器具或食器之應用。

Claims (5)

  1. 一種不銹鋼，以質量%計，其包含：含有C：0.005~0.050%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~1.0%、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.01~1.0%、Al：0.001~0.10%及N：0.005~0.06%，且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質之成分組成，相對於組織整體之體積率計，其包含1~10%之麻田散鐵相。
  2. 如請求項1之不銹鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自Cu：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%及Co：0.01~0.5%中之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之不銹鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有選自V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Ca：0.0002~0.0020%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%及REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上。
  4. 如請求項1至3中任一項之不銹鋼，其平均斷裂伸長率為25%以上，斷裂伸長率之面內異向性|△El |為3%以下，平均蘭克福特值為0.70以上，蘭克福特值之面內異向性|△r |為0.30以下，及隆脊高度為2.5μm以下。
  5. 一種不銹鋼之製造方法，其係製造請求項1至4中任一項之不銹鋼之方法，包含下列步驟：對包含請求項1至3中任一項之成分組成之鋼坯進行熱軋，而製成熱軋板之步驟；進行將上述熱軋板於900℃以上且1050℃以下之溫度範圍保持5秒~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板之步驟；對上述熱軋退火板進行冷軋，而製成冷軋板之步驟；及 進行將上述冷軋板於850℃以上且950℃以下之溫度範圍保持5秒~5分鐘之冷軋板退火之步驟。
TW104122003A 2014-12-11 2015-07-07 Stainless steel and its manufacturing method TWI567208B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014251176 2014-12-11

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201621063A true TW201621063A (zh) 2016-06-16
TWI567208B TWI567208B (zh) 2017-01-21

Family

ID=56106956

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW104122003A TWI567208B (zh) 2014-12-11 2015-07-07 Stainless steel and its manufacturing method

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10626486B2 (zh)
EP (1) EP3231882B1 (zh)
KR (1) KR101949629B1 (zh)
CN (1) CN107002199B (zh)
TW (1) TWI567208B (zh)
WO (1) WO2016092713A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019081916A (ja) * 2017-10-27 2019-05-30 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2019112673A (ja) * 2017-12-22 2019-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
WO2019189858A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日鉄ステンレス株式会社 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR101979340B1 (ko) * 2018-09-13 2019-06-17 (주)임픽스 스마트글라스와 위치센서 인식 기술을 이용한 원격 IoT 시건장치
TWI673370B (zh) * 2018-11-20 2019-10-01 中國鋼鐵股份有限公司 電磁鋼片、其製造方法及鐵芯的製造方法
EP4134461A1 (en) * 2020-04-10 2023-02-15 NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel, and method for manufacturing ferritic stainless steel

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09111354A (ja) 1995-10-13 1997-04-28 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3664539B2 (ja) * 1996-03-26 2005-06-29 日新製鋼株式会社 加工性を改善した高硬度軟磁性部品用ステンレス鋼素材
JP3463500B2 (ja) * 1997-02-07 2003-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
TW452599B (en) * 1997-08-05 2001-09-01 Kawasaki Steel Co Ferritic stainless steel plate excellent in deep drawability and anti-ridging property and production method thereof
JP2000109957A (ja) * 1998-10-05 2000-04-18 Sumitomo Metal Ind Ltd ガスケット用ステンレス鋼およびその製造方法
JP3941363B2 (ja) * 1999-09-09 2007-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP2001089815A (ja) 1999-09-22 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
TW480288B (en) 1999-12-03 2002-03-21 Kawasaki Steel Co Ferritic stainless steel plate and method
JP4590719B2 (ja) * 1999-12-03 2010-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法
JP4369596B2 (ja) 2000-05-09 2009-11-25 日新製鋼株式会社 耐熱性フェライト系ステンレス鋼材
JP4744033B2 (ja) 2001-08-31 2011-08-10 日新製鋼株式会社 加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP3680829B2 (ja) 2001-10-31 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
JP2004223536A (ja) 2003-01-21 2004-08-12 Nippon Steel Corp ローピング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP5220311B2 (ja) 2006-12-27 2013-06-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 衝撃吸収特性に優れた構造部材用ステンレス鋼板
JP2010132998A (ja) * 2008-12-08 2010-06-17 Sanyo Special Steel Co Ltd 高強度及び冷鍛性に優れた高耐食フェライト系ステンレス鋼の製造方法
EP2787096B1 (en) 2011-11-30 2016-10-12 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel
CN104685086B (zh) 2013-03-18 2017-03-08 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢板
KR20160105869A (ko) 2014-01-08 2016-09-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN105917016B (zh) 2014-01-08 2018-11-27 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢以及其制造方法
ES2803573T3 (es) 2014-01-24 2021-01-28 Jfe Steel Corp Material para lámina de acero inoxidable laminada en frío y método para producir la misma
US20170275725A1 (en) * 2014-08-29 2017-09-28 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel foil and method for manufacturing the same (as amended)
US20180265951A1 (en) * 2014-10-02 2018-09-20 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel and method for manufacturing the same
US20180171430A1 (en) * 2015-07-02 2018-06-21 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
KR101949629B1 (ko) 2019-02-18
EP3231882B1 (en) 2020-01-15
KR20170078822A (ko) 2017-07-07
TWI567208B (zh) 2017-01-21
US10626486B2 (en) 2020-04-21
WO2016092713A1 (ja) 2016-06-16
CN107002199A (zh) 2017-08-01
CN107002199B (zh) 2021-07-16
US20170349984A1 (en) 2017-12-07
EP3231882A4 (en) 2017-10-18
EP3231882A1 (en) 2017-10-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI539012B (zh) Fat iron type stainless steel and its manufacturing method
TWI567208B (zh) Stainless steel and its manufacturing method
TWI530571B (zh) Fat iron type stainless steel and its manufacturing method
TWI527910B (zh) Stainless steel cold rolled steel sheet material and its manufacturing method
CN107709592B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP5924459B1 (ja) ステンレス冷延鋼板用素材
KR101941066B1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN104685086B (zh) 铁素体系不锈钢板
TW201531573A (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法
JP6411881B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP5900717B1 (ja) ステンレス鋼板およびその製造方法
KR20140083166A (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
JP5928669B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2011195874A (ja) 加工後の表面外観に優れたステンレス冷延鋼板およびその製造方法