TW201702406A - 肥粒鐵系不銹鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種具有充分之耐蝕性、且成形性及耐隆脊特性優異之肥粒鐵系不銹鋼板及其製造方法。 本發明之肥粒鐵系不銹鋼板以質量%計，含有C：0.005~0.025%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.55~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.10%、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.1~1.0%、N：0.005~0.025%，剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質，並且斷裂伸長率為28%以上，平均r值為0.75以上，且基於FLD(成形極限線圖)之成形極限之最大對數應變之最小值為0.15以上。

Description

肥粒鐵系不銹鋼板及其製造方法
本發明係關於一種具有充分之耐蝕性、且成形性及耐隆脊(ridging)特性優異之肥粒鐵系不銹鋼板及其製造方法。
肥粒鐵系不銹鋼板與大量包含昂貴之Ni之沃斯田鐵系不銹鋼相比較為經濟。肥粒鐵系不銹鋼之中尤其是SUS430系不銹鋼板(16~18質量%Cr)由於較為經濟，故而被用於建材、輸送設備、家電製品、廚房器具、或汽車零件等各種用途，且其應用範圍近年來正進一步擴大。為了應用於該等用途，不僅要求耐蝕性，亦要求可加工為既定之形狀之充分之成形性。
另一方面，關於SUS430系不銹鋼板，多數情況下被應用於要求外觀良好之用途，亦需要耐隆脊特性優異。所謂隆脊，係指由成形加工之應變引起而產生之表面凹凸。肥粒鐵系不銹鋼板存在生成具有與鑄造及/或熱軋時類似之結晶方位之結晶粒群(群落)之情形。群落殘留之鋼板中，於成形加工時於群落部與其他部位在應變量方面產生較大之差異，故而於成形後產生表面凹凸(隆脊)。於成形後產生過量之隆脊之情形時，為了去除表面凹凸而需要研磨步驟，從而有成形品之製造成本上升之問題。
專利文獻1中揭示有如下成形性優異之肥粒鐵系不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，包含C：0.02~0.06%、Si：1.0% 以下、Mn：1.0%以下、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.005%以下、Ti：0.005%以下、Cr：11~30%、Ni：0.7%以下，並且滿足0.06≦(C+N)≦0.12、1≦N/C及1.5×10-3≦(V×N)≦1.5×10-2(C、N、V分別表示各元素之質量%)。然而，本發明者等人藉由專利文獻1中所記載之方法而製造肥粒鐵系不銹鋼，結果於鋼板之壓延方向獲得優異之斷裂伸長率。然而，嘗試藉由衝壓加工製作以拉出成形性作為主體之排氣管，結果無法成形為既定之形狀，而無法獲得根據斷裂伸長率而期待之程度之拉出成形性。進而，於專利文獻1之實施例中，於熱軋後進行所謂箱式退火(例如於860℃下進行8小時之退火)。此種箱式退火若包含加熱或冷卻之過程在內則會耗時一週左右，而存在生產性較低之問題。又，由於使用有得益於添加昂貴之過渡金屬元素V的固熔N減少技術，故而亦有製造成本增高之問題。進而，由於將熱軋板退火在肥粒鐵單相溫度區域中進行箱式退火，故而肥粒鐵群落幾乎未被破壞而殘留，因此亦有耐隆脊特性明顯降低之問題。
專利文獻2中揭示有如下加工性與表面性狀優異之肥粒鐵系不銹鋼，其特徵在於：對以質量%計含有C：0.01~0.10%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.05~1.00%、Ni：0.01~0.50%、Cr：10~20%、Mo：0.005~0.50%、Cu：0.01~0.50%、V：0.001~0.50%、Ti：0.001~0.50%、Al：0.01~0.20%、Nb：0.001~0.50%、N：0.005~0.050%及B：0.00010~0.00500%之鋼進行熱軋後，使用箱型爐或AP線(Annealing and Pickling line，退火酸洗線)之連續爐，於肥粒鐵單相溫度區域中進行熱軋板退火，進而進行冷軋及最終退火。然而，於使用箱型爐之情形時，與上述專利文獻1同樣地有生產性 較低之問題。除此以外，專利文獻2中亦與專利文獻1同樣地嘗試製作以拉出成形為主體之壓製構件，結果無法成形為既定之形狀，未能獲得根據斷裂伸長率而期待之程度之拉出成形性。進而，通常如專利文獻2之肥粒鐵系不銹鋼生成具有與鑄造或熱軋時類似之結晶方位之結晶粒群(群落)，若於肥粒鐵單相溫度區域中進行熱軋板退火，則無法充分地破壞肥粒鐵相之群落。因此，存在群落因熱軋板退火後之冷軋於壓延方向進行延展而殘留並於成形後產生顯著之隆脊的問題。
專利文獻3中揭示有如下耐隆脊特性與加工性優異 之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法，其特徵在於：該肥粒鐵系不銹鋼板係含有0.15%以下之C、13~25%之Cr者，且藉由將該鋼之熱軋板於沃斯田鐵及肥粒鐵相共存之930~990℃之範圍內進行10分鐘以內之退火，而使組織形成為麻田散鐵相與肥粒鐵相之兩相組織，繼而，進行冷軋及冷軋板退火。於專利文獻3中，作為加工性，僅提及伸長率。然而，本發明者等人藉由專利文獻3中所記載之方法製造鋼板，嘗試製作以拉出成形作為主體之換氣罩，結果很明顯存在如下情形：不時發生於衝壓加工中產生破裂而無法成形為既定之形狀之情況，而未表現出根據斷裂伸長率而期待之程度之拉出成形性。如此，關於專利文獻3中所記載之肥粒鐵系不銹鋼板，雖然拉伸試驗中之斷裂伸長率較高，但無法充分地表現出於衝壓成形中所要求之拉出成形性，而無法認為可獲得本發明之成為課題之充分之成形性。
如上所述，尚未確立生產具有充分之耐蝕性、且成形 性及耐隆脊特性優異之SUS430系不銹鋼板之技術。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利第3584881號公報(日本專利再公表WO00/60134號)
專利文獻2：日本專利第3581801號公報(日本專利特開2001-3134號)
專利文獻3：日本專利特公昭47-1878號公報
本發明之目的在於解決該課題，提供一種具有充分之耐蝕性、且成形性及耐隆脊特性優異之肥粒鐵系不銹鋼板及其製造方法。
再者，於本發明中，所謂充分之耐蝕性係指如下情況：利用#600剛砂紙對鋼板表面進行研磨精加工後將端面部密封，對該鋼板進行8個循環之JIS H 8502中所規定之鹽水噴霧循環試驗(將(鹽水噴霧(35℃，5質量%NaCl，噴霧2hr)→乾燥(60℃，相對濕度40%，4hr)→濕潤(50℃，相對濕度≧95%，2hr))設為1個循環之試驗)之情形時，鋼板表面之生銹面積率(=生銹面積/整個鋼板面積×100[%])為25%以下。
又，所謂優異之成形性，係指具有優異之拉出成形性、斷裂伸長率、及平均r值。所謂優異之拉出成形性，係指基於鋼之成形極限線圖(FLD，Forming Limit Diagram)決定之成形極限之最大對數應變之最小值為0.15以上。所謂優異之斷裂伸長率，係指 依據JIS Z 2241之拉伸試驗中之斷裂伸長率(El)於壓延方向與直角方向之試片中為28%以上。所謂優異之平均r值，係指於依據JIS Z 2241之拉伸試驗中賦予15%之應變時藉由下述(1)式算出的平均蘭克福特值(Lankford value)(以下，稱為平均r值)為0.75以上。
平均r值=(rL+2×rD+rC)/4 (1)此處，rL為沿與壓延方向平行之方向進行拉伸試驗時之r值，rD為沿相對於壓延方向為45°之方向進行拉伸試驗時之r值，rC為沿與壓延方向為直角之方向進行拉伸試驗時之r值。
進而，所謂優異之耐隆脊特性，係指藉由以下之方法測得之隆脊高度為2.5μm以下。關於隆脊高度之測定，首先，沿壓延方向平行地採集JIS 5號拉伸試片。繼而，使用#600之剛砂紙對所採集之試片之表面進行研磨後，賦予20%之拉伸應變。繼而，於試片之平行部中央之研磨面，沿與壓延方向為直角之方向，利用表面粗糙度計測定JIS B 0601(2001年)中所規定之算術平均波紋度(Wa)。測定條件為測定長16mm、高截止濾波器波長0.8mm、低截止濾波器波長8mm。將該算術平均波紋度設為隆脊高度。
本發明者等人為了解決課題而進行研究。其結果為獲得以下之見解。藉由對適當之成分之肥粒鐵系不銹鋼板，於熱軋後且於進行冷軋前，於肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域於適宜之溫度區域中進行退火(以下，稱為熱軋板退火)，進而，將冷軋後之鋼板於成為肥粒鐵單相區域之溫度下進行退火(以下，稱為冷軋板退火)，而雖然為肥粒鐵單相組織，但形成為晶粒內之碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與晶粒內之碳氮化物較少之肥粒鐵晶粒的混粒組 織。其結果為發現，可獲得具有充分之耐蝕性、成形性及耐隆脊特性優異之肥粒鐵系不銹鋼板。
本發明係基於以上之見解而成者，並以如下作為主旨。
[1]一種肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計，含有C：0.005~0.025%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.55~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.10%、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.1~1.0%、N：0.005~0.025%，剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質，並且斷裂伸長率為28%以上，平均r值為0.75以上，且基於FLD(成形極限線圖)之成形極限之最大對數應變之最小值為0.15以上。
[2]如上述[1]之肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計進而包含選自Cu：0.1~1.0%、V：0.01~0.10%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%中之1種或2種以上。
[3]如上述[1]或[2]之肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計進而包含選自Mg：0.0002~0.0050%、Ca：0.0002~0.0020%、B：0.0002~0.0050%、REM(Rare Earth Metals，稀土金屬)：0.01~0.10%中之1種或2種以上。
[4]一種肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法，其係如上述[1]至[3]中任一項之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法，並且於對鋼坯實施熱軋後，進行於900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之退火，繼而於實施冷軋後，進行於800~900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之退火。
再者，於本說明書中，表示鋼之成分之%均為質量%。
根據本發明，可獲得具有充分之耐蝕性、且成形性及耐隆脊特性優異之肥粒鐵系不銹鋼板。
以下，詳細地說明本發明。
本發明之肥粒鐵系不銹鋼板之目的在於藉由衝壓加工而用於建材零件、家電製品之零件、廚房器具、或汽車零件等各種用途中。為了應用於該等用途，而要求充分之成形性。
然而，現狀為尚未充分地確立同時滿足充分之耐蝕性與優異之成形性及優異之耐隆脊特性的SUS430系肥粒鐵系不銹鋼之製造技術。
因此，本發明者等人使用成分或製造方法不同之各種肥粒鐵系不銹鋼板(亦包括符合專利文獻1~3者)進行假定為換氣罩之拉出成形試驗。其結果明確，存在即便為斷裂伸長率較高之鋼板，與斷裂伸長率較低之鋼板相比拉出成形性亦較差之情形，拉出成形性之優劣未必由斷裂伸長率之大小決定。因此，對上述拉出成形試驗中所使用之鋼板，製作FLD(成形極限線圖)而詳細地評價拉出成形性，結果明確，為了於上述假定為換氣罩之拉出成形獲得良好之成形性，而需要以基於FLD之成形極限之最大對數應變之最小值計為0.15以上、較佳為0.18以上之拉出成形性。
其次，本發明者等人對產生藉由習知之技術而獲得之肥粒鐵系不銹鋼板之拉出成形性之優劣不與斷裂伸長率之大小對應之情形的原因進行了調査。其結果查明原因在於：於使用箱式退 火或連續退火之習知技術之情形時，冷軋退火後之組織均為碳氮化物大量且均勻地分散而成之肥粒鐵單相組織。於對鋼板進行加工之情形時，伴隨應變量之增大而於組織中生成空隙，且該空隙進行連接，藉此成為龜裂而最終成為斷裂。該空隙係以金屬組織中之碳氮化物作為起點而生成，故而藉由習知之技術而獲得之肥粒鐵系不銹鋼板中，由於為碳氮化物大量且均勻地分散而成之肥粒鐵單相組織，因此金屬組織整體生成非常多之空隙。即，於習知之技術中，容易產生由空隙之連接所引起之龜裂。其結果發現存在如下情形：即便於如拉伸試驗之單軸應變中顯示出較高之斷裂伸長率，於施加多軸應力及應變之拉出成形中亦會全方位地產生空隙之連接，故而容易產生斷裂，而無法獲得充分之拉出成形性。
因此，本發明者等人苦思出如下技術：於對適當之成 分之鋼板於肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域中進行熱軋板退火後，藉由常法進行冷軋，進而於肥粒鐵單相溫度區域中進行冷軋板退火，而最終再次形成為肥粒鐵單相組織。發現，藉由該技術，可滿足本發明之目標之優異之拉出成形性、斷裂伸長率、平均r值及耐隆脊特性之全部。
以下，基於所獲得之見解，詳細地進行說明。
藉由在溫度高於肥粒鐵單相溫度區域之肥粒鐵相與 沃斯田鐵之兩相區域中進行熱軋板退火，而利用熱軋板退火生成以面積率計為3~20%之沃斯田鐵相。該沃斯田鐵相於熱軋板退火後之冷卻過程中幾乎全部變態為麻田散鐵相。於對包含肥粒鐵相與麻田散鐵相之兩相組織進行冷軋及冷軋板退火之情形時，於冷軋板退火中麻田散鐵相分解為肥粒鐵相與碳氮化物。藉由該組織變化，而 冷軋板退火後之組織成為最初起即為肥粒鐵相之肥粒鐵晶粒與藉由麻田散鐵相之分解而生成之肥粒鐵晶粒。即，於藉由麻田散鐵相之分解而生成之肥粒鐵相之晶界及晶粒內存在有大量碳氮化物，於金屬組織整體中，成為包含晶粒內及晶界上之碳氮化物極多之肥粒鐵晶粒與碳氮化物較少之肥粒鐵晶粒的混粒組織。於碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與碳氮化物較少之肥粒鐵晶粒之間，碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒成為相對硬質，而於金屬組織中產生晶粒單位之硬度差。於使此種鋼板拉出成形之情形時，發現，空隙主要由碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與較少之肥粒鐵晶粒的界面上之碳氮化物生成，其他部位中空隙生成量較少。即，於本發明鋼中，於碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒連續存在之部位、碳氮化物較少之肥粒鐵晶粒連續之部位、及肥粒鐵晶粒內，空隙生成較少。因此，與藉由習知技術而獲得之肥粒鐵系不銹鋼板相比空隙間距離變長，不易產生由拉出成形時之空隙連接所引起之龜裂，而表現出基於FLD之成形極限之最大對數應變的最小值為0.15以上之較高之拉出成形性。
又，本發明者等人進而進行調查，結果知道，為了獲 得本發明之效果，重要的是適當地控制鋼中之C含量及N含量、以及熱軋板退火溫度。即，為了於肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域中進行熱軋板退火而生成3~20%之沃斯田鐵相，作為沃斯田鐵生成元素之C及N必須分別最低含有0.005%以上。另一方面，若C含量及N含量之任一者超過0.025%，則於熱軋板退火時生成之沃斯田鐵相過度增加而超過20%。其結果為，藉由其後之冷軋板退火生成之碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒增加，成為加工時之空隙起點之碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與較少之肥粒鐵晶粒的界面面積增 加，故而無法表現出既定之拉出成形性。因此，對於C含量、N含量，必須將各自之上限設為0.025%。
關於熱軋板退火溫度，藉由在肥粒鐵相與沃斯田鐵相 之兩相區域、尤其是900~1100℃之範圍內進行退火，而可穩定地確保既定量之沃斯田鐵相，並且不會使冷軋板退火後之粒徑過度粗大化，而可獲得良好之表面品質。
進而發現，藉由對具有上述C含量及N含量之鋼於 作為本發明之技術特徵之一的肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域溫度下進行熱軋板退火，而關於斷裂伸長率、平均r值及耐隆脊特性，亦可獲得有益之效果。於習知之技術中，係於肥粒鐵單相區域溫度下進行熱軋板退火，但於本發明中，係於成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域的高溫下進行熱軋板退火，故而肥粒鐵相之再結晶與晶粒成長受到進一步促進，結晶粒徑適度地增大。藉此，可獲得斷裂伸長率之提高效果、及得益於進一步促進退火集合組織之發達的平均r值之提高效果。再者，斷裂伸長率亦因以下之原因而提高。藉由將C含量及N含量減少至本發明所推薦之量，而於冷軋板退火後生成之碳氮化物量減少，而拉出應變時之空隙之產生及空隙之連接受到抑制。由此斷裂伸長率亦提高。
關於耐隆脊特性，可獲得有益之效果之原因如下所 述。於因熱軋板退火而自肥粒鐵相生成沃斯田鐵相時，沃斯田鐵相係具有與退火前之肥粒鐵相不同之結晶方位而生成。進而，熱軋板退火後之金屬組織成為麻田散鐵相與肥粒鐵相之兩相組織。於其後之冷軋時，壓延應變局部地集中於被麻田散鐵相包圍之肥粒鐵相內，而於肥粒鐵相內形成方位差。藉由在肥粒鐵相內形成方位差， 而於其後之冷軋板退火中於導入有方位差之部位優先地產生再結晶。其結果為，有效地破壞肥粒鐵相之群落，可獲得以隆脊高度計2.5μm以下之優異之耐隆脊特性。
根據以上，為了具有充分之拉出成形性、斷裂伸長 率、平均r值、及耐隆脊特性之全部，需要以下之條件。首先，前提為鋼成分中有生成沃斯田鐵相之C含量及N含量。然後，於可生成既定量之沃斯田鐵相之範圍內減少C含量、N含量。對具有此種成分之鋼，於肥粒鐵相與沃斯田鐵之兩相區域溫度下進行熱軋板退火後，進行冷軋及冷軋板退火。藉此，必須形成為包含碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與較少之肥粒鐵晶粒之肥粒鐵單相組織。
其次，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼板之成分組成進行 說明。以下，只要未特別說明，則%係指質量%。
C：0.005~0.025%
C有促進沃斯田鐵相之生成、擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須含有0.005%以上。然而，若C量超過0.025%，則熱軋板退火中之沃斯田鐵相之生成量變得過剩，於冷軋板退火後碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒之生成量變得過剩。其結果為，金屬組織中之空隙間距離減小，於成形時容易產生由空隙連接所引起之斷裂，而無法獲得充分之拉出成形性。因此，C量係設為0.005~0.025%之範圍。較佳為0.010~0.020%之範圍。
Si：0.02~0.50%
Si係於鋼熔製時作為脫氧劑而起作用之元素。為了獲得該效果，必須含有0.02%以上。然而，若Si量超過0.50%，則鋼板發生硬質化而熱軋時之壓延負荷增大，並且最終退火後之延展性降低。因此，Si量係設為0.02~0.50%之範圍。較佳為0.10~0.35%之範圍。進而較佳為0.10~0.20%之範圍。
Mn：0.55~1.00%
Mn與C同樣地有促進沃斯田鐵相之生成、擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須含有0.55%以上。然而，若Mn量超過1.00%，則MnS之生成量增加而耐蝕性降低。因此，Mn量係設為0.55~1.00%之範圍。較佳為0.60~0.90%之範圍。進而較佳為0.75~0.85%之範圍。
P：0.04%以下
P係促進由晶界偏析所引起之晶界破壞之元素，故而較理想為較低，將上限設為0.04%。較佳為0.03%以下。進而較佳為0.01%以下。
S：0.01%以下
S係形成MnS等硫化物系中介物而存在並降低延展性或耐蝕性等之元素，尤其是於含量超過0.01%之情形時會顯著地產生該等不良影響。因此S量較理想為儘量低，於本發明中，將S量之上限設為0.01%。較佳為0.007%以下。進而較佳為0.005%以下。
Al：0.001~0.10%
Al與Si同樣地係作為脫氧劑而起作用之元素。為了獲得該效果，必須含有0.001%以上。然而，若Al量超過0.10%，則Al2O3等Al系中介物增加，表面性狀容易降低。因此，Al量係設為0.001~0.10%之範圍。較佳為0.001~0.07%之範圍。進而較佳為0.001~0.05%之範圍。
Cr：15.5~18.0%
Cr係具有於鋼板表面形成鈍態皮膜而提高耐蝕性之效果之元素。為了獲得該效果，必須將Cr量設為15.5%以上。然而，若Cr量超過18.0%，則於熱軋板退火時沃斯田鐵相之生成變得不充分，而無法獲得所需之材料特性。因此，Cr量係設為15.5~18.0%之範圍。較佳為16.0~17.0%之範圍。進而較佳為16.0~16.5%之範圍。
Ni：0.1~1.0%
Ni係提高耐蝕性之元素，尤其是於要求較高之耐蝕性之情形時含有而較為有效。又，Ni有促進沃斯田鐵相之生成、擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。該等效果藉由含有0.1%以上而變得顯著。然而，若Ni含量超過1.0%，則成形性降低，故而欠佳。因此於含有Ni之情形時，設為0.1~1.0%。較佳為0.1~0.3%之範圍。
N：0.005~0.025%
N與C、Mn同樣地有促進沃斯田鐵相之生成、擴大於熱軋板 退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須將N量設為0.005%以上。然而，若N量超過0.025%，則延展性會明顯降低，並且熱軋板退火之沃斯田鐵相之生成量變得過剩，於冷軋板退火後碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒之生成量變得過剩。其結果為，金屬組織中之空隙間距離減小，於成形時容易產生由空隙連接所引起之斷裂，而無法獲得充分之拉出成形性。因此，N量係設為0.005~0.025%之範圍。較佳為0.010~0.020%之範圍。
剩餘部分為Fe及無法避免之雜質。
雖然可藉由以上之成分組成而獲得本發明之效果，但為了進一步提高製造性或材料特性，可含有以下之元素。
選自Cu：0.1~1.0%、V：0.01~0.10%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%中之1種或2種以上
Cu：0.1~1.0%
Cu係提高耐蝕性之元素，尤其是於要求較高之耐蝕性之情形時含有而較為有效。又，Cu有促進沃斯田鐵相之生成、擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。該等效果藉由含有0.1%以上而變得顯著。然而，若Cu含量超過1.0%，則存在成形性降低之情形，故而欠佳。因此於含有Cu之情形時，設為0.1~1.0%。較佳為0.2~0.3%之範圍。
V：0.01~0.10%
V與鋼中之C及N進行化合而減少固熔C及固熔N。藉此， 提高平均r值。為了獲得該效果，必須含有V量0.01%以上。然而，若V量超過0.10%，則加工性降低，並且會導致製造成本上升。因此，於含有V之情形時，設為0.01~0.10%之範圍。較佳為0.02~0.08%之範圍。
Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%
Ti及Nb與V同樣地係與C及N之親和力較高之元素，有於熱軋時以碳化物或氮化物之形式析出，減少母相中之固熔C及固熔N，而提高冷軋板退火後之加工性之效果。為了獲得該效果，必須含有0.001%以上之Ti、0.001%以上之Nb。然而，若Ti量超過0.05%，或Nb量超過0.05%，則因過剩之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量較佳為0.003~0.03%之範圍。進而較佳為0.005~0.015%之範圍。Nb量較佳為0.003~0.03%之範圍。進而較佳為0.005~0.015%之範圍。
Mo：0.1~0.5%
Mo係提高耐蝕性之元素，尤其是於要求較高之耐蝕性之情形時含有而較為有效。該效果藉由含有0.1%以上而變得顯著。然而，若Mo量超過0.5%，則於熱軋板退火時沃斯田鐵相之生成變得不充分，而無法獲得所需之材料特性，故而欠佳。因此，於含有Mo之情形時，設為0.1~0.5%。較佳為0.2~0.3%之範圍。
Co：0.01~0.2%
Co係提高韌性之元素。該效果可藉由含有0.01%以上而獲得。另一方面，若含量超過0.2%，則會降低成形性。因此，含有Co之情形時之含量係設為0.01~0.2%之範圍。
選自Mg：0.0002~0.0050%、Ca：0.0002~0.0020%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上 Mg：0.0002~0.0050%
Mg係有提高熱加工性之效果之元素。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若Mg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。
Ca：0.0002~0.0020%
Ca係對防止由連續鑄造時容易產生之中介物之晶化引起噴嘴之閉塞較為有效之成分。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若Ca量超過0.0020%，則會生成CaS而降低耐蝕性。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。
B：0.0002~0.0050%
B係對防止低溫二次加工脆化較為有效之元素。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若B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%
REM(Rare Earth Metals)係提高耐氧化性之元素，尤其有抑制焊接部形成氧化皮膜而提高焊接部之耐蝕性的效果。為了獲得該效果，必須含有0.01%以上。然而，若含有超過0.10%，則會降低冷軋退火時之酸洗性等製造性。又，REM為昂貴之元素，故而過量之添加會導致製造成本之增加，故而欠佳。因此，於含有REM之情形時，設為0.01~0.10%之範圍。較佳為0.01~0.05%之範圍。
其次，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法進行 說明。本發明之肥粒鐵系不銹鋼板可藉由對具有上述成分組成之鋼坯實施熱軋後，進行於900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火，繼而於實施冷軋後，進行於800~900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之冷軋板退火而獲得。
首先，藉由轉爐、電爐、真空熔解爐等公知之方法將 包含上述成分組成之熔鋼進行熔製，並藉由連續鑄造法或造塊-分塊法而製成鋼素材(鋼坯)。將該鋼坯於1100~1250℃下加熱1~24小時、或不進行加熱而於鑄造狀態下直接進行熱軋而製成熱軋板。
繼而，進行熱軋。關於捲取，較佳為將捲取溫度設為500℃以上且850℃以下。若未滿500℃，則於捲取後之熱軋板組織中生成麻田散鐵相，其後之熱軋板退火之再結晶及晶粒成長遲滯。藉此，熱軋板退火組織中之微細晶粒增加，該微細晶粒亦殘留於冷 軋板退火組織中，因此存在冷軋板退火後之延展性降低之情形，故而欠佳。若以超過850℃進行捲取，則存在粒徑增大而於衝壓加工時產生表面粗糙之情形。因此，捲取溫度較佳為500~850℃之範圍。
於900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火
其後，進行於成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域的900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火。
熱軋板退火係對用以使本發明獲得優異之成形性及耐隆脊特性而言極重要之步驟。若熱軋板退火溫度未滿900℃，則不會產生充分之再結晶，並且成為肥粒鐵單相區域，故而存在無法獲得藉由兩相溫度區域中之退火而表現出之本發明之效果之情形。另一方面，若退火溫度超過1100℃，則存在沃斯田鐵相之生成量明顯降低而無法獲得既定之耐隆脊特性之情形。於退火時間未滿5秒鐘之情形時，即便於既定之溫度下進行了退火亦不充分地產生沃斯田鐵相之生成與肥粒鐵相之再結晶，故而存在無法獲得所需之成形性之情形。另一方面，若退火時間超過15分鐘，則促進向沃斯田鐵相中之C濃化，麻田散鐵相過度進行硬質化。其結果為，存在其後之冷軋中鋼板表面產生由過度硬質之麻田散鐵所引起之表面瑕疵而冷軋板退火後之表面性狀惡化之情形。因此，熱軋板退火係於900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘。較佳為於920~1080℃之溫度範圍內保持15秒鐘~5分鐘。進而較佳為於940~1040℃之溫度範圍內保持30秒鐘~3分鐘。
繼而，視需要實施酸洗，進行冷軋。就伸長性、彎曲性、衝壓成形性及形狀矯正之觀點而言，冷軋較佳為以50%以上之 軋縮率進行。又，於本發明中，亦可重複2次以上之冷軋-退火。為了進一步提高表面性狀，亦可實施研削或研磨等。
於800~900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之冷軋板退火
繼而，進行冷軋板退火。冷軋板退火係對用以使藉由熱軋板退火而形成之肥粒鐵相與麻田散鐵相之兩相組織形成為肥粒鐵單相組織而言重要之步驟。若冷軋板退火溫度未滿800℃，則並不充分地產生再結晶而無法獲得既定之成形性。另一方面，於冷軋板退火溫度超過900℃之情形時，超過900℃之溫度成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之鋼成分中，由於在冷軋板退火後生成麻田散鐵相，故而鋼板發生硬質化，而無法獲得既定之斷裂伸長率及拉出成形性。又，即便為超過900℃之溫度成為肥粒鐵單相溫度區域之鋼成分，亦因結晶粒之顯著粗大化，而鋼板之光澤度降低，故而就表面品質之觀點而言，欠佳。於退火時間未滿5秒鐘之情形時，即便於既定之溫度下進行了退火，亦並不充分地產生肥粒鐵相之再結晶，故而無法獲得既定之成形性。若退火時間超過5分鐘，則結晶粒會明顯粗大化，鋼板之光澤度降低，故而就表面品質之觀點而言，欠佳。因此，冷軋板退火係設為於800~900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘。較佳為於850℃~900℃之溫度範圍內保持15秒鐘~3分鐘。由於進一步要求光澤，故而亦可進行BA退火(Bright Annealing，光澤退火)。
進而，視需要實施酸洗而製成製品。
[實施例]
以下，藉由實施例而詳細地說明本發明。藉由50kg 小型真空熔解爐將具有表1所示之化學組成之不銹鋼熔製。將該等鋼塊於1150℃下加熱1hr後實施熱軋而製成板厚3.5mm之熱軋板。繼而，對該等熱軋板於表2中所記載之條件下實施熱軋板退火後，對表面進行噴粒處理與利用酸洗之除銹。進而，於冷軋至板厚0.8mm後，於表2中所記載之條件下進行冷軋板退火。進而，利用酸洗進行除銹處理，而獲得冷軋酸洗退火板(肥粒鐵系不銹鋼板)。
對如此獲得之冷軋酸洗退火板(肥粒鐵系不銹鋼板)進 行以下之評價。
(1)拉出成形性之評價
將於冷軋酸洗退火板之表面以評分間距成為1mm之方式對直徑5mm之內切圓(scribed circle)進行標記而成者作為試片，將壓延平行方向、壓延45°方向及壓延垂直方向分別設為最大對數應變方向，並藉由中島法製作FLD(成形極限線圖)。根據所獲得之FLD求出成形極限之最大對數應變之最小值，將最大對數應變之最小值為0.15以上之情形評價為合格(○)，將0.18以上之情形評價為特別優異之合格(◎)，將未滿0.15之情形評價為不合格(×)。
(2)延展性之評價
自冷軋酸洗退火板(肥粒鐵系不銹鋼板)與壓延方向成直角地採集JIS 13B號拉伸試片，依據JIS Z2241進行拉伸試驗，並測定斷裂伸長率，將斷裂伸長率為28%以上之情形評價為合格(○)，將30%以上之情形評價為特別優異之合格(◎)，將未滿28%之情形評價為不合格(×)。
(3)平均r值之評價
自冷軋酸洗退火板(肥粒鐵系不銹鋼板)沿相對於壓延方向成為平行(L方向)、45°(D方向)及直角(C方向)之方向採集JIS 13B號拉伸試片，進行依據JIS Z2411之拉伸試驗直至應變15%並中斷，測定各方向之r值，並算出平均r值(=(rL+2rD+rC)/4)。此處，rL、rD、rC分別為L方向、D方向及C方向之r值。關於平均r值，將0.75以上評價為合格(○)，將未滿0.75評價為不合格(×)。
(4)耐隆脊特性之評價
自冷軋酸洗退火板(肥粒鐵系不銹鋼板)與壓延方向平行地採集JIS 5號拉伸試片，使用#600之剛砂紙對其表面進行研磨後，賦予20%之拉伸應變，於該試片之平行部中央之研磨面沿與壓延方向成直角之方向，使用表面粗糙度計，於測定長16mm、高截止濾波器波長0.8mm、低截止濾波器波長8mm之條件下測定JIS B 0601(2001年)中所規定之算術平均波紋度(Wa)。將算術平均波紋度(Wa)為2.5μm以下之情形評價為合格(○)，將超過2.5μm之情形評價為不合格(×)。
(5)耐蝕性之評價
自冷軋酸洗退火板採集60×100mm之試片，利用#600剛砂紙對表面進行研磨精加工後將端面部密封而製作試片，並供給至JIS H 8502中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2hr)→乾燥(60℃，4hr，相對濕度 40%)→濕潤(50℃，2hr，相對濕度≧95%)設為1循環，而進行8循環。
對實施鹽水噴霧循環試驗8個循環後之試片表面進行照相，藉由圖像分析測定試片表面之生銹面積，並根據與試片總面積之比率而算出生銹率((試片中之生銹面積/整個試片面積)×100[%])。將生銹率為10%以下評價為特別優異之耐蝕性而合格(◎)，將超過10%且為25%以下評價為合格(○)，將超過25%評價為不合格(×)。
將評價結果與熱軋板退火條件及冷軋板退火條件一併示於表2。
鋼成分滿足本發明之範圍之No.1~32(鋼S1~S24)， 斷裂伸長率為28%以上，平均r值為0.75以上，隆脊高度為2.5μm以下，關於耐蝕性，實施鹽水噴霧循環試驗8個循環後之試片表面之生銹率均為25%以下，且作為拉出成形性之評價而確認到基於FLD之成形極限之最大對數應變的最小值為0.15以上之優異之成形性、耐蝕性及耐隆脊特性。
尤其是於含有17.80%之Cr之No.10(鋼No.S10)、含 有0.4%之Ni之No.17(鋼No.S17)、含有0.4%之Cu之No.18(鋼No.S18)及含有0.3%之Mo之No.19(鋼No.S19)，鹽水噴霧循環試驗後之生銹率成為10%以下(◎)，耐蝕性進一步提高。
另一方面，於Cr含量低於本發明之範圍之No.38(鋼 No.S30)，雖然獲得了既定之成形性及耐隆脊特性，但由於Cr含量不足，故而未能獲得既定之耐蝕性。
於Cr含量超過本發明之範圍之No.39(鋼No.S31)，雖 然獲得了充分之耐蝕性，但由於含有過量Cr，故而於熱軋板退火時未生成沃斯田鐵相，而未能獲得既定之耐隆脊特性。進而，未能獲得藉由在兩相溫度區域中進行熱軋板退火而獲得之包含晶粒內碳氮化物較多之肥粒鐵晶粒與較少之肥粒鐵晶粒的冷軋板退火組織，而未能獲得既定之拉出成形性。
於C含量低於本發明之範圍之No.33(鋼No.S25)，雖 然獲得了既定之斷裂伸長率及平均r值，但沃斯田鐵生成能力不足，故而於熱軋板退火中未生成沃斯田鐵相，而未能獲得既定之耐隆脊特性及拉出成形性。相對於此，於C含量超過本發明之範圍之No.34(鋼No.S26)，雖然獲得了既定之耐隆脊特性或拉出成形性， 但鋼板發生了硬質化，故而伸長率降低，而未能獲得既定之斷裂伸長率。
關於Si含量超過本發明之範圍之No.27(鋼No.S27)， 因含有過量之Si而鋼板發生硬質化，未能獲得既定之斷裂伸長率。
於Mn含量低於本發明之範圍之No.36(鋼No.S28)， 雖然獲得了既定之斷裂伸長率及平均r值，但沃斯田鐵生成能力不足，故而於熱軋板退火中未生成沃斯田鐵相，而未能獲得既定之耐隆脊特性及拉出成形性。相對於此，於Mn含量超過本發明之範圍之No.37(鋼No.S29)，由於組織中生成大量MnS，故而未能獲得既定之耐蝕性。
於N含量低於本發明之範圍之No.40(鋼No.S32)，雖 然獲得了既定之斷裂伸長率及平均r值，但沃斯田鐵生成能力不足，故而於熱軋板退火中未生成沃斯田鐵相，而未能獲得既定之耐隆脊特性及拉出成形性。相對於此，於N含量超過本發明之範圍之No.41(鋼No.S33)，雖然獲得了既定之耐隆脊特性或拉出成形性，但鋼板發生了硬質化，故而未能獲得既定之斷裂伸長率。進而，因在組織中析出大量Cr氮化物而發生敏銳化，未能獲得既定之耐蝕性。
於No.42~47，使用雖然獲得了既定之成形性及耐隆 脊特性但由於Cr含量不足故未能獲得既定之耐蝕性的鋼S30，對熱軋板退火及冷軋板退火之條件對於成形性及耐隆脊特性之影響進行了研究。於熱軋板退火溫度低於本發明之No.42，由於熱軋板退火溫度成為了肥粒鐵單相區域，故而未生成沃斯田鐵相，而未能獲得既定之耐隆脊特性及拉出成形性，除此以外，未產生充分之再結 晶，故而亦未能獲得既定之斷裂伸長率及平均r值。於熱軋板退火溫度超過本發明之範圍之No.43，由於沃斯田鐵相之生成量降低，故而未能獲得既定之耐隆脊特性。於熱軋板退火之時間低於本發明之範圍之No.44，除未充分地生成沃斯田鐵相以外，再結晶亦不足，故而未能獲得既定之斷裂伸長率、平均r值及拉出成形性。於冷軋板退火溫度、或冷軋板退火時間低於本發明之範圍之No.45及No.47，藉由熱軋板退火而生成之麻田散鐵相殘留，並且未產生充分之再結晶，故而未能獲得既定之斷裂伸長率及拉出成形性。於冷軋板退火溫度超過本發明之範圍之No.46，由於冷軋板退火溫度成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區域而生成麻田散鐵相，故而鋼板發生硬質化，而未能獲得既定之斷裂伸長率及拉出成形性。
(產業上之可利用性)
本發明中所獲得之肥粒鐵系不銹鋼板尤其適合應用於要求以拉出成形作為主體之衝壓成形品之用途，例如廚房器具或餐具。

Claims (4)

  1. 一種肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計，含有C：0.005~0.025%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.55~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.10%、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.1~1.0%、N：0.005~0.025%，剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質，且斷裂伸長率為28%以上，平均r值為0.75以上，且基於FLD(成形極限線圖)之成形極限之最大對數應變之最小值為0.15以上。
  2. 如請求項1之肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計，進而包含選自Cu：0.1~1.0%、V：0.01~0.10%、Ti：0.001~0.05%、Nb：0.001~0.05%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%中之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之肥粒鐵系不銹鋼板，其以質量%計，進而包含選自Mg：0.0002~0.0050%、Ca：0.0002~0.0020%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上。
  4. 一種肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法，其係請求項1至3中任一項之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法，其係於對鋼坯實施熱軋後，進行於900~1100℃之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之退火，繼而於實施冷軋後，進行於800~900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之退火。
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