TWI519653B - 面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法 - Google Patents

面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI519653B
TWI519653B TW102107830A TW102107830A TWI519653B TW I519653 B TWI519653 B TW I519653B TW 102107830 A TW102107830 A TW 102107830A TW 102107830 A TW102107830 A TW 102107830A TW I519653 B TWI519653 B TW I519653B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
iron
ferrite
amount
stainless steel
phase
Prior art date
Application number
TW102107830A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201348465A (zh
Inventor
濱田純一
石丸詠一朗
Original Assignee
新日鐵住金不銹鋼股份有限公司
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 新日鐵住金不銹鋼股份有限公司 filed Critical 新日鐵住金不銹鋼股份有限公司
Publication of TW201348465A publication Critical patent/TW201348465A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI519653B publication Critical patent/TWI519653B/zh

Links

Classifications

    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • 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

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)

Description

面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於由加工時之異方向性小的肥粒鐵相與沃斯田鐵相所構成之雙相不鏽鋼板及其製造方法。
本申請案係依據2012年3月9日，於日本申請之特願2012-52876號主張優先權，並於此引用其內容。
背景技術
由肥粒鐵相與沃斯田鐵相所構成之雙相不鏽鋼板因耐蝕性優異且係微細組織，故強度高，且耐疲勞特性優異，廣泛地使用於化學工廠等。但，雙相不鏽鋼板因延性較沃斯田鐵系不鏽鋼低，有於壓製成形時產生破裂的情形，正要求提升加工性。
以往之具代表性的雙相不鏽鋼係含有代表SUS329J4L(25%Cr-7%Ni-3%Mo-0.1%N)之高Ni、Mo。但，最近，正開發出降低Ni量、未含有Mo的省合金肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼，並使用於各種領域(參照例如，專利文獻 1)。如此之省Ni、Mo含有鋼中，藉由添加Mn或N，調整沃斯田鐵量或確保耐蝕性，正期待該含有省Ni、Mo鋼可取代SUS304(18%Cr-8%Ni)或SUS316(18%Cr-10%Ni-2%Mo)。
另一方面，於將薄鋼板成形加工成各種形狀，使用於各種零件時，壓製成形性將成為課題。該壓製成形性中有稱作面內異方向性之指標。面內異方向性大時，將產生成形品之凸緣剩餘部的形狀未呈一定、或成形品端部之稱作耳朵的部分成波紋狀之問題(即耳部(earring)變大的問題)。產生該問題時，因成形時之良率顯著地變差，且容易產生成形品之形狀不均一性，故面內異方向性以小為佳。
如非專利文獻1所記載，肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板之面內異方向性極大，有薄鋼板之成形性的問題。另，此處之面內異方向性係r值的面內異方向性，以下式(1)所表示之△r係為指標。
△r=|(r0+r90)/2-r45|‧‧‧‧式(1)
此處，式(1)中之r0係相對於軋延方向為平行方向的r值，r90係相對於軋延方向為直角方向的r值，r45係相對於軋延方向為45°方向的r值。該等r值係蘭克福特(Lankford)值(塑性應變比)，以依據JIS Z2254之方法測定。△r大時係指面內異方向性大之意，故由前述觀點來看△r值以小為佳。
專利文獻1中，揭示了一種直接將肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼之熔鋼鑄造成薄板，製造軋延方向與寬度方向的機械性質無差異的無異方向性之鋼板的方法。此係省略熱軋延，直接由熔鋼製造薄板之方法，與如本發明之經 過熱軋延所製造的一般之製造方法相異。又，專利文獻1係縮小軋延方向與寬度方向之強度或延伸的差異之技術，並非如本發明之關於r值的面內異方向性之技術。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平1-53705號公報非專利文獻
非專利文獻1：Materials Transactions, Vol.51, No.4(2010) pp.644
發明概要
本發明係特別著眼於肥粒鐵相之結晶方位強度，並以提供r值之面內異方向性小、壓製成形性優異的肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法作為課題。
為解決前述課題，本發明人等詳細地調查雙相不鏽鋼板之r值及其面內異方向性的顯現性。並且，為達成如此目的反覆地進行各種檢討，結果，得到以下之觀察所得知識。
混合有肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相不鏽鋼的r值及其面內異方向性係藉由肥粒鐵相之結晶方位強度(集合組織)影響。此處，結晶方位強度係藉由X射線繞射法所測定之繞射強度，詳細而言，係相對於隨機樣本之繞射強 度的繞射強度之比。因此，結晶方位強度係相對於結晶之配向為隨機時(未配向之結晶)的繞射強度之繞射強度的比，顯示配向之程度。結晶方位強度亦稱作特定之結晶方位的X射線隨機強度比。以往之雙相不鏽鋼中，肥粒鐵之結晶係於與軋延方向平行之結晶方位(軋延方位)上顯著地發達。因此，製品板之結晶方位的最大強度(結晶方位強度之最大值)變強。此時，特定方向(相對於軋延方向為45°左右)之r值變高，軋延方向或寬度方向之r值變低。另一方面，藉由調整成分及製法，可降低冷軋後之冷軋板及製品的結晶方位之最大強度，實現面內異方向性的降低化。具體而言，藉由降低Ni量，並提高N或Mn之量，使第2相之沃斯田鐵相硬質化，且使沃斯田鐵相的分率適當化。藉此，發現可降低冷軋過程中肥粒鐵相之結晶方位的最大強度。此時，發現可有效地調整冷軋軋縮率與退火溫度，換言之，新發現可降低冷軋過程中肥粒鐵相之結晶方位的最大強度。又，於之後的退火中，亦可實現將結晶方位之最大強度維持於小的值。藉由以上，可提供一種材質特性係r值之面內異方向性小的製品。
本發明係依據前述觀察所得知識所完成者，其發明要旨係如下述。
(1)一種面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，以質量%計，係含有C：0.001~0.10%、Si：0.01~1.0%、Mn：2~10%、P≦0.05%、Ni：0.1~3.0%、Cr：15.0~30.0%、及N：0.05~0.30%，且剩餘部分係由Fe及不可 避免的不純物所構成；沃斯田鐵相率以面積率計係40~90%，肥粒鐵相之結晶方位的最大強度係10以下，沃斯田鐵相相對於肥粒鐵相的硬度比係1.1以上。
(2)如前述(1)或(2)記載之面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，其以質量%計，更含有選自於下述元素之1種以上：Mo：0.1~1.0%、Cu：0.1~3.0%、B：0.0005~0.0100%、Al：0.01~0.5%、Ti：0.005~0.30%、Nb：0.005~0.30%、Zr：0.005~0.30%、Sn：0.05~0.50%、W：0.1~2.0%、Mg：0.0002~0.0100%、及Ca：0.0005~0.0100%。
(3)如前述(1)或(2)記載之面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，其以下式(1)所表示之面內異方向性之指標的△r係0.5以下。
△r=|(r0+r90)/2-r45|‧‧‧‧式(1)
此處，r0係相對於軋延方向為平行方向之r值，r90係相對於軋延方向為直角方向之r值，r45係相對於軋延方向為45°方向之r值。
(4)一種面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板之製造方法，具有將具前述(1)或(2)記載之成分組成的肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼冷軋之步驟，與之後的退火步驟；又前述冷軋之步驟中，係將軋縮率設為90%以下；且前述退火步驟中，係將退火溫度設為1000~1100℃，且將至500℃之冷卻速度設為5℃/sec以上，並於冷卻過程之400~500℃的溫度域中保持5sec以上。
以往，肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板之面內異方向性大，有壓製成形性的問題。相對於此，藉由本發明之一態樣，可得面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板的薄鋼板。於家電、建築、汽車等各種領域中將藉由本發明之一態樣的肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板使用於成形用途上，於環境對策或零件之低成本等可得很大的效果。
圖1係顯示本發明鋼與比較鋼之集合組織與面內異方向性(△r)的圖。
圖2係顯示肥粒鐵相之結晶方位的最大強度與面內異方向性(△r)之關係的圖。
圖3係顯示沃斯田鐵相率(γ相率)與面內異方向性(△r)之關係的圖。
圖4係顯示冷軋軋縮率與面內異方向性(△r)之關係的圖。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本實施形態。
首先，說明本實施形態之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板的化學成分之限定理由。此處，成分之含量的單位「%」係質量%之意。
C量大於0.10%時，因成形性與耐蝕性顯著地劣化，故將C量之上限設為0.10%。C可穩定地生成沃斯田鐵相，增大沃斯田鐵相與肥粒鐵相之硬度差，係用以抑制結 晶方位強度上升所需的元素。C量小於0.001%時，將不易得到雙相組織。因此，以將C量之下限設為0.001%為佳。此外，考量到精煉成本、熔接性，C量以0.02~0.05%為佳。
Si係亦可有效作為脫氧劑之元素，但Si量大於1.0%時，熱加工性將劣化，變得不易製造。因此，將Si量設為1.0%以下。然而，為了脫氧，需0.01%以上之Si，故將Si量之下限設為0.01%。此外，考量到精煉成本、耐氧化性、耐蝕性，Si量以0.3%~0.8%為佳。
Mn係添加作為脫氧劑之元素。又，為穩定地升成沃斯田鐵相，增大沃斯田鐵相與肥粒鐵相之硬度差，以抑制結晶方位的最大強度之上升，係添加2%以上之Mn。Mn量大於10%時，因耐蝕性顯著地劣化，故將Mn量之上限設為10%。此外，考量到耐氧化性或製造時之酸洗性，Mn量以3.0~6.0%為佳。
P係作為不純物而含有，因使製造時之熱加工性劣化，故將P量之上限設為0.05%。但，過度地降低P量的話，將導致精煉成本增加，故P量以0.02~0.04%為佳。
Ni係可穩定地生成沃斯田鐵相之元素，將Ni量之下限設為0.1%。但，因合金成本高，故將Ni量之上限設為3.0%以下。但，過度地降低Ni量的話，有導致耐蝕性劣化的情形，故Ni量以0.5~3.0%為佳。
為確保耐蝕性或耐氧化性，添加15.0%以上之Cr。另一方面，因添加大量之Cr將導致合金成本增加，故將Cr量之上限設為30.0%。此外，考量到製造性，Cr量以 17.0~25.0%為佳。
N可提升雙相不鏽鋼之耐蝕性。又，N可穩定地生成沃斯田鐵相，增大沃斯田鐵相與肥粒鐵相之硬度差，抑制結晶方位的最大強度之上升。因此，添加0.05%以上之N。另一方面，N量大於0.30%時，將顯著地硬質化，且鑄造性或熱加工性變差。因此，將N量之上限設為0.30%。此外，考量到抑制熔接性或肥粒鐵相之集合組織朝特定之結晶方位發達，N量以0.10~0.30%為佳。N量以大於0.15~0.30%更佳。
Mo係有助於提升耐蝕性或高溫強度之元素，亦可視需要添加0.1%以上的Mo。Mo量小於0.1%時，將未能充分地得到提升耐蝕性或高溫強度之效果。但，Mo係生成肥粒鐵之元素，故Mo量大於1.0%時，將未能充分地生成沃斯田鐵相。因此，將Mo量設為0.1~1.0%。考量到合金成本或製造性，Mo量以0.1~0.5%為佳。
為控制耐蝕性或沃斯田鐵相之相率，亦可視需要添加0.1~3.0%的Cu。Cu量小於0.1%時，未能充分地得到提升耐蝕性之效果。Cu量大於3.0%時，提升耐蝕性之效果達飽和，且抑制沃斯田鐵相之相率的效果亦達飽和。考量到熱加工性，Cu量以0.1~2.0%為佳。
B係於粒界偏析，提升熱加工性之元素，亦可視需要添加0.0005%以上之B。B量小於0.0005%時，未能充分地得到提升熱加工性的效果。但，B係生成肥粒鐵之元素，故B量大於0.0100%時，未能充分地生成沃斯田鐵相。因此， 將B量設為0.0005~0.0100%。此外，考量到粒界腐蝕性，B量以0.0005~0.0030%為佳。
Al可活用作為脫氧劑。又，Al可提升耐氧化性或耐蝕性。因此，亦可視需要添加0.01~0.5%之Al。Al量小於0.01%時，將未能充分地得到提升耐氧化性或耐蝕性的效果。Al量大於0.5%時，提升耐氧化性或耐蝕性之效果達飽和。考量到韌性，Al量以0.01~0.10%為佳。
Ti將與N形成TiN，係有效使熔接部及鑄造組織之組織微細化的元素。又，Ti係提升耐蝕性之元素。因此，亦可視需要添加0.005~0.30%之Ti。Ti量小於0.005%時，未能充分地顯現將熔接部及鑄造組織之組織微細化的效果。Ti量大於0.30%時，該效果將達飽和，且於鋼板之製造步驟中將成為產生表面瑕疵的原因。考量到合金成本或韌性，Ti量以0.005~0.15%為佳。
Nb具有與Ti類似之作用且係提升強度的元素，亦可視需要添加0.005~0.30%之Nb。Nb量小於0.005%時，將未能充分地顯現將熔接部及鑄造組織之組織微細化的效果。Nb量大於0.30%時，該效果將達飽和。考量到合金成本或韌性，Nb量以0.005~0.15%為佳。
Zr亦具有與Ti或Nb類似之作用且係提升耐氧化性的元素，亦可視需要添加0.005~0.30%之Zr。Zr量小於0.005%時，未能充分地顯現將熔接部及鑄造組織之組織微細化的效果，亦未能充分地顯現提升耐氧化性之效果。Zr量大於0.30%時，該效果將達飽和。考量到合金成本或韌 性，Zr量以0.005~0.15%為佳。另，Zr量大於0.15%時有韌性下降的傾向。
Sn係提升耐蝕性之元素，亦可視需要添加0.05~0.50%之Sn。Sn量小於0.05%時，未充分地顯現提升耐蝕性的效果。Sn量大於0.50%時，該效果將達飽和。考量到熱加工性或熔接性，Sn量以0.05~0.20%為佳。
W係提升耐蝕性或耐熱性之元素，亦可視需要添加0.1~2.0%之W。W量小於0.1%時，未能充分地顯現提升耐蝕性或耐熱性的效果。W量大於2.0%時，該效果將達飽和。考量到合金成本或韌性，W量以0.1~1.0%為佳。
Mg係活用作為脫氧劑之元素。又，Mg係對熔接部及鑄造組織之組織微細化有效的元素。因此，亦可視需要添加0.0002~0.0100%之Mg。Mg量小於0.0002%時，將未充分地顯現將熔接部及鑄造組織之組織微細化的效果。Mg量大於0.0100%時，該效果將達飽和。考量到製造性，Mg量以0.0002~0.0020%為佳。
Ca因與S結合可提升熱加工性，亦可視需要添加0.0005~0.0100%之Ca。Ca量小於0.0005%，將未充分地顯現提升熱加工性的效果。Ca量大於0.0100%時，該效果將達飽和。考量到耐蝕性，Ca量以0.0005~0.0010%為佳。
接著，說明本實施形態之重點的肥粒鐵相之結晶方位強度。
藉由軋延及熱處理，肥粒鐵相及沃斯田鐵相之結晶係於特定結晶方位上發達。於特定結晶方位發達的結晶 將影響鋼板特性。朝特定結晶方位發達之程度(配向之程度)係與藉X射線繞射法、中性子繞射法等所測定的結晶方位強度成比例。此處，結晶方位強度係指相對於隨機樣本之繞射強度的繞射強度比，亦稱特定結晶方位之X射線隨機強度比。有許多種方法可測定結晶方位強度，但本實施形態中係規定藉由X射線繞射法所得之結晶方位強度。圖1係顯示具有相異之面內異方向性的雙相不鏽鋼板(本發明鋼與比較鋼)之肥粒鐵相的集合組織。該等雙相不鏽鋼板係厚度1.0mm之冷軋．退火板，冷軋軋縮率係78%，以退火溫度為1050℃的條件製造。集合組織係藉由以下方法所測定。首先，對鋼板施行機械研磨與電解研磨，顯現出板厚之中心領域。使用X射線繞射裝置(理學電機工業股份有限公司製)，並使用Mo-Kα線，測定板厚中心領域的(200)、(310)、及(211)之正極圖。由該等正極圖使用球面調和函數法，得到3次元結晶方位密度函數。
圖1係藉由Bunge表示之3次元集合組織，係可以等高線看出結晶方位強度的截面(2=45°截面)。此處，結晶方位強度係相對於隨機樣本之繞射強度的繞射強度比。圖1中，平行於軋延方向之肥粒鐵相的結晶方位(軋延方位)係{100}<011>、{211}<011>。圖1之比較鋼的集合組織中，結晶顯著地於作為肥粒鐵相之軋延方位的{100}<011>、{211}<011>方位，結晶方位之最大強度(結晶方位強度之最大值)高如18。又，顯示r值的面內異方向性之△r高如1.34，壓製成形性差。
另一方面，圖1之本發明鋼的集合組織中，朝前述軋延方位之結晶的發達受到抑制，結晶方位之最大強度(結晶方位強度之最大值)係8，較比較鋼低。又，△r係0.38，可知異方向性小。由以上結果，可知r值之面內異方向性係受作為母相的肥粒鐵相之集合組織左右、及藉由抑制特定集合組織之發達可有效地降低異方向性。圖2係顯示肥粒鐵相之結晶方位的最大強度與△r之關係。最大強度為10以下時，△r係0.5以下。因此，本實施形態中，將肥粒鐵相之結晶方位的最大強度規定為10以下。肥粒鐵相之結晶方位的最大強度之下限值係隨機狀態的1。△r以低為佳，但△r為0.5以下時，將不會產生與壓製時之形狀相關的問題。因此，本實施形態中，將△r規定為0.5以下。△r以0.4以下更佳。
另外，結晶方位之最大強度係全結晶方位的結晶方位強度中之最大值。測定(200)、(310)、及(211)之正極圖，由該等3個正極圖得到3次元結晶方位密度函數的話，即可得到關於全部結晶方位之結晶方位強度的情報。
面內異方向性係r值之面內異方向性，以眾所周知的下式(1)所表示之△r係為指標。
△r=|(r0+r90)/2-r45|‧‧‧‧式(1)
此處，式(1)中之r0係相對於軋延方向為平行方向的r值，r90係相對於軋延方向為直角方向的r值，r45係相對於軋延方向為45°方向的r值。該等r值係蘭克福特(Lankford)值(塑性應變比)，以依據JIS Z2254之方法測定。△r大時係指面內異方向性大之意，故由前述觀點來看△r值以小為佳。
本實施形態中，肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼之沃斯田鐵相率(面積率)亦係降低面內異方向性的要素。沃斯田鐵相係作為第2相於熱延步驟中析出，且其析出量將隨著溫度改變。本實施形態中，發現藉於冷軋延控制肥粒鐵相之結晶方位強度(集合組織)，且冷軋延及退火後亦維持該結晶方位特性(集合組織)，將顯現低面內異方向性的新技術思想。於無沃斯田鐵相時、或沃斯田鐵相與肥粒鐵相之硬度差小時，藉由軋延變形，肥粒鐵相之特定結晶方位將急遽地發達(軋延集合組織之發達)。此時，即使藉由之後的熱處理，結晶方位之最大強度將變強(再結晶集合組織之發達)。
另一方面，本實施形態之鋼組成中，母相之肥粒鐵相係較第2相之沃斯田鐵相軟質。因此，於冷軋步驟中，於被輥所固定之狀態下受到變形時，肥粒鐵相係自硬質之沃斯田鐵相受到極不均一的變形。本發明人等以奈米壓痕法詳細地測定沃斯田鐵相與肥粒鐵相之硬度。結果，發現於沃斯田鐵相之硬度為肥粒鐵相之硬度的1.1倍以上時，異方向性將變小。於變形過程中因自硬質之沃斯田鐵相大量地導入不均一之應變至母相的肥粒鐵相，故局部且不均一地產生結晶方位旋轉。因此，特定結晶方位之發達受到抑制，藉此可知異方向性變小。為使小之面內異方向性穩定化，相對於肥粒鐵相之沃斯田鐵相的硬度比以1.2以上為佳。硬度比大於2.0時，將成為沃斯田鐵相顯著地硬化之狀態，成形加工時將於肥粒鐵相與沃斯田鐵相的界面產生破裂。因此，硬度比之上限以2.0為佳。
又，本發明人等亦調查沃斯田鐵相率(沃斯田鐵相之分率(面積分率))。準備具有與圖1之本發明鋼相同的組成之冷軋板，於950℃~1150℃中調整退火溫度，製作具有各種沃斯田鐵相率的試料。另，為使沃斯田鐵相率改變，使冷軋板之退火溫度自950℃改變至1150℃。測定所得之試料的沃斯田鐵相率與△r。此處，沃斯田鐵相率係以肥粒鐵測量儀測定，但亦可藉由影像解析裝置或EBSP解析裝置等求得。以1100℃之退火溫度所製作的試料之沃斯田鐵相率係40%。以1000℃之退火溫度所製作的試料之沃斯田鐵相率係90%。
圖3係顯示沃斯田鐵相率與面內異方向性(△r)之關係。如圖3所示，沃斯田鐵相率為40%以上90%以下時，△r係0.5以下。因此，將沃斯田鐵相率之下限設為40%，上限設為90%。如此，可知縮小面內異方向性，且使小之面內異方向性穩定化的作用亦受沃斯田鐵相率(面積分率)影響。沃斯田鐵相率過度地增加時，冷軋過程中將自沃斯田鐵相受到過度之不均一的變形，冷軋退火後之肥粒鐵相的集合組織發達。因此，可知異方向性變大。於是，將沃斯田鐵相率設為40~90%。此外，可更穩定地縮小面內異方向性，且考量到強度或延性，沃斯田鐵相率以50~80%為佳，以60~80%更佳。
接著，說明製造方法。
本實施形態之鋼板的製造方法係由製鋼-熱軋延-酸洗-冷軋延-退火．酸洗之各步驟所構成。於製鋼中，係較佳地使用於轉爐或電爐熔製含有前述必須成分及視需要所添加之 成分的鋼，接著進行2次精煉之方法。熔製後之熔鋼依據眾所周知的鑄造方法(連續鑄造)作成扁鋼胚。將扁鋼胚加熱至預定之溫度，並以連續軋延熱軋延成預定的板厚。熱軋延中，係以由複數軋台所構成的熱軋延機軋延扁鋼胚，接著進行捲取。本實施形態中，並未特別規定鑄造及熱軋延條件，亦可視成分適當地選擇。
熱軋延後亦可施行熱延板退火或省略，再進行酸洗處理，之後，施行冷軋延。於冷軋延中，將冷軋之軋縮率設為90%以下。圖4係顯示軋縮率與△r之關係。軋縮率大於90%時，△r大於0.5，面內異方向性變大。冷軋中之應變過度地變大時，肥粒鐵相之結晶方位的最大強度將急劇地變高(軋延方位上結晶顯著地發達)。藉此，可知面內異方向性變大。此外，考量到延性或生產性，冷軋之軋縮率以30~80%為佳。並未特別規定冷軋延中之其他條件(輥徑、道次(pass)數、軋延溫度等)，亦可視生產性適當地選擇。
冷軋延後之退火係用以調整沃斯田鐵相率而施行。為使沃斯田鐵相率為40%以上，故將退火之加熱溫度設為1100℃以下。為使沃斯田鐵相率為90%以下，故將退火之加熱溫度設為1000℃以上。但，過度高溫之退火將反倒使沃斯田鐵相率減少，將結晶粒粗大化。因此，增加肥粒鐵相之結晶方位的最大強度。於是，將退火之加熱溫度(退火溫度)設為1000~1100℃。此外，由延性或韌性的觀點來看，退火溫度以1020~1075℃為佳。又，加熱後之冷卻速度過慢時，冷卻過程中Cr碳氮化物析出，韌性或耐蝕性劣化。 因此，將至500℃之冷卻速度設為5℃/sec以上。冷卻速度大於500℃/sec時，因鋼板形狀將顯著地劣化，故將冷卻速度之上限設為500℃/sec。另，考量到生產性或酸洗性，冷卻速度以10~50℃/sec為佳，冷卻方法可適當地選擇氣體與水冷卻、水冷卻等。
為使沃斯田鐵相之硬度為肥粒鐵相之硬度的1.1倍，需使N於沃斯田鐵中濃化，將沃斯田鐵相硬質化。本實施形態中，於冷卻過程之400~500℃的溫度域中保持5sec以上。藉此，使沃斯田鐵相中之N濃化。但，保持時間大於500sec時，因將使生產性顯著地劣化，故將保持時間之上限設為500sec。此外，考量到生產性，保持時間以60sec以下為佳。
並未特別設定其他步驟之製造方法，可適當地選擇熱延板的厚度、冷軋板之退火環境氣體等。又，冷軋．退火後亦可賦與調質軋壓或拉力整平。此外，亦可視所要求之構件(加工後之構件)的厚度選擇製品mp板厚。
實施例
熔製表1所示之成分組成的鋼，並鑄造成扁鋼胚，熱軋延扁鋼胚作成厚度3.5mm之熱軋鋼捲。之後，將熱軋鋼捲退火．酸洗，以78%之軋縮率冷軋延，作成冷軋板。接著，將冷軋板退火。退火步驟中，將冷軋板加熱至1050℃，接著以冷卻速度10℃/sec之條件冷卻至500℃。退火後，施行酸洗，作成製品板。對如此所得之製品板以前述方法進行△r、結晶方位之最大強度、及沃斯田鐵相率的測定。
鋼No.1~10之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板具有本實施形態所規定的範圍之鋼成分，沃斯田鐵相率、肥粒鐵相的結晶方位之最大強度係滿足本實施形態所規定的範圍。又，作為異方向性指標之△r係0.5以下，面內異方向性小。
另一方面，鋼No.11係相當於SUS329J4L之鋼，Ni及Mo的量係超出本實施形態所規定之範圍。又，沃斯田鐵相率低，且肥粒鐵相的結晶方位之最大強度顯著地高。因此，△r大於0.5，異方向性大。
鋼No.12之C量、鋼No.14之Mn量、及鋼No.17之N量係較本實施形態所規定的範圍之下限少。因C、Mn、及N係沃斯田鐵生成元素，故鋼No.12、14、及17之沃斯田鐵相率與肥粒鐵相之結晶方位的最大強度係超出本實施形態所規定的範圍外。因此，△r大。
鋼No.13之Si量、鋼No.16之Cr量、鋼No.18之Mo量、鋼No.20之B量、鋼No.21之Al量、鋼No.25之Sn量、及鋼No.26之W量均較本實施形態所規定的範圍之上限多。因Si、Cr、Mo、B、Al、Sn、及W係肥粒鐵生成元素，故鋼No.13、16、18、20、21、25、及26中肥粒鐵相率變多。因此，肥粒鐵相顯著地於軋延方位上發達，△r大。
鋼No.15之Ni量與鋼No.19之Cu量係較本實施形態所規定的範圍之上限多。因Ni及Cu係沃斯田鐵生成元素，故鋼No.15、19中沃斯田鐵相率變得過多，肥粒鐵相之結晶方位的最大強度係本實施形態所規定的範圍外。因此， △r大。
鋼No.22之Ti量、鋼No.23之Nb量、及鋼No.24之Zr量係較本實施形態所規定的範圍之上限多。因此，鋼No.22~24中，Ti、Nb、及Zr與作為沃斯田鐵生成元素之C或N結合，抑制沃斯田鐵的生成，沃斯田鐵相率下降。因此，△r大。
使用具有與本發明例之鋼No.1~4相同的鋼組成鋼，改變冷軋軋縮率與冷軋板之退火條件，製造鋼試料，以前述方法測定△r、結晶方位強度、及沃斯田鐵相率。於表4顯示所得之結果。
如表4所示，本發明例之鋼試料No.101~104係以本實施形態所規定的條件所製造。該等本發明例之鋼試料No.101~104的△r小，面內異方向性小。因此，壓製成形性良好。相對於此，比較例之鋼試料No.105~110係以冷軋軋縮率、冷軋板退火溫度、及冷卻速度超出本實施形態所規定的範圍之條件所製造。該等比較例之鋼試料No.105~110的△r大，面內異方向性大。因此，有壓製成形性之問題。
產業上之可利用性
本實施形態之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板的r值之面內異方向性小，壓製成形性優異。因此，本實施形態之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板係較佳地使用於要求優異耐蝕性的壓製成形品。

Claims (4)

  1. 一種面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，其特徵在於以質量%計，係含有：C：0.001~0.10%、Si：0.01~1.0%、Mn：2~10%、P≦0.05%、Ni：0.1~3.0%、Cr：15.0~30.0%、及N：0.05~0.30%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；沃斯田鐵相率以面積率計係40~90%，肥粒鐵相之結晶方位的最大強度係10以下，且沃斯田鐵相相對於肥粒鐵相的硬度比係1.1以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之面內異方向性小之肥粒鐵.沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，其以質量%計，更含有選自於下述元素之1種以上：Mo：0.1~1.0%、Cu：0.1~3.0%、B：0.0005~0.0100%、Al：0.01~0.5%、Ti：0.005~0.30%、Nb：0.005~0.30%、 Zr：0.005~0.30%、Sn：0.05~0.50%、W：0.1~2.0%、Mg：0.0002~0.0100%、及Ca：0.0005~0.0100%。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之面內異方向性小之肥粒鐵.沃斯田鐵雙相不鏽鋼板，其以下式(1)表示之面內異方向性之指標的△r係0.5以下，△r=|(r0+r90)/2-r45|‧‧‧‧式(1)，此處，r0係相對於軋延方向為平行方向之r值，r90係相對於軋延方向為直角方向之r值，r45係相對於軋延方向為45°方向之r值。
  4. 一種面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板之製造方法，其特徵在於具有：將具有如前述申請專利範圍第1或2項之成分組成的肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼冷軋之步驟，與之後的退火步驟；又前述冷軋之步驟中，係將軋縮率設為90%以下；且前述退火步驟中，係將退火溫度設為1000~1100℃，且將至500℃之冷卻速度設為5℃/sec以上，並於冷卻過程之400~500℃的溫度域中保持5sec以上且小於60sec。
TW102107830A 2012-03-09 2013-03-06 面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法 TWI519653B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012052876A JP5869922B2 (ja) 2012-03-09 2012-03-09 面内異方性が小さいフェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201348465A TW201348465A (zh) 2013-12-01
TWI519653B true TWI519653B (zh) 2016-02-01

Family

ID=49116734

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW102107830A TWI519653B (zh) 2012-03-09 2013-03-06 面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP5869922B2 (zh)
KR (1) KR20140105849A (zh)
CN (1) CN104471092B (zh)
TW (1) TWI519653B (zh)
WO (1) WO2013133259A1 (zh)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101410363B1 (ko) * 2012-09-05 2014-06-27 한국기계연구원 후열처리를 이용한 2상 스테인리스강 제조 방법
BR112016013525B1 (pt) * 2013-12-13 2021-03-30 Outokumpu Oyj Método para produção de aço inoxidável duplex de alta resistência
WO2015133433A1 (ja) * 2014-03-03 2015-09-11 新日鐵住金ステンレス株式会社 研磨性に優れたフェライト・オーステナイト系二相ステンレス鋼板およびその製造方法
CN104593681A (zh) * 2015-01-22 2015-05-06 李树春 高铬无镍抗菌双相不锈钢
CN106011689B (zh) * 2015-03-30 2019-05-03 新日铁住金不锈钢株式会社 含臭氧水用双相不锈钢
CN105543714B (zh) * 2015-12-25 2017-06-13 东北大学 一种双相不锈钢薄带及其近终成形制备方法
MX2018009931A (es) 2016-02-17 2018-11-29 Nippon Steel & Sumikin Sst Material de acero inoxidable de dos fases ferritica-austenitica y metodo para la fabricacion del mismo.
WO2017209431A1 (ko) * 2016-05-31 2017-12-07 주식회사 포스코 내식성 및 가공성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
CN105925917B (zh) * 2016-07-01 2017-10-31 东北大学 一种高氮节镍型双相不锈钢薄带及其制备方法
KR101820526B1 (ko) * 2016-08-10 2018-01-22 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 린 듀플렉스 스테인리스강
KR101903174B1 (ko) * 2016-12-13 2018-10-01 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판
CN106834963B (zh) * 2016-12-16 2018-08-24 安徽宝恒新材料科技有限公司 一种抗菌不锈钢及其制作方法
US11142814B2 (en) 2017-01-23 2021-10-12 Jfe Steel Corporation Ferritic-austenitic duplex stainless steel sheet
JP6811112B2 (ja) * 2017-02-09 2021-01-13 日鉄ステンレス株式会社 フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法
CN108690907A (zh) * 2017-04-07 2018-10-23 中国科学院金属研究所 一种双相不锈钢的热处理工艺
CN107460414A (zh) * 2017-07-31 2017-12-12 温州蓝天管件阀门有限公司 一种高性能不锈钢
KR101952818B1 (ko) * 2017-09-25 2019-02-28 주식회사포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판 및 이의 제조방법
CN108004485A (zh) * 2017-11-02 2018-05-08 南京工程学院 含银锌复合纳米粒子的抗菌双相不锈钢及其制备方法
JP7262176B2 (ja) * 2018-03-30 2023-04-21 日鉄ステンレス株式会社 フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板および鋼管
CN109355485A (zh) * 2018-11-19 2019-02-19 重庆大学 一种高强高塑性铁素体奥氏体双相钢的制备方法
CN113227414B (zh) * 2018-12-21 2023-08-11 日铁不锈钢株式会社 耐氢脆性优异的Cr系不锈钢板
CN109440014B (zh) * 2019-01-14 2021-02-19 东北大学 一种低铬低镍双相不锈钢及其制备方法
CN109576591B (zh) * 2019-02-12 2020-03-31 鞍钢股份有限公司 一种700MPa级冷轧耐蚀双相钢及其制造方法
CN109628840B (zh) * 2019-02-12 2020-03-31 鞍钢股份有限公司 一种550MPa级冷轧耐蚀双相钢及其制造方法
US20240002969A1 (en) * 2020-11-30 2024-01-04 Nippon Steel Stainless Steel Corporation Dual phase stainless steel sheet and dual phase stainless hot-rolled sheet, and method for manufacturing dual phase stainless steel sheet
CN115852268B (zh) * 2022-12-28 2024-06-18 广东省科学院新材料研究所 高强度耐腐蚀抗裂钢及其制备方法和应用

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101765671B (zh) * 2007-08-02 2012-01-11 新日铁住金不锈钢株式会社 耐蚀性和加工性优良的铁素体-奥氏体系不锈钢及其制造方法
JP5156293B2 (ja) * 2007-08-02 2013-03-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性と加工性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP5388589B2 (ja) * 2008-01-22 2014-01-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性と衝撃吸収特性に優れた構造部材用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5349015B2 (ja) * 2008-11-19 2013-11-20 日新製鋼株式会社 Ｎｉ節約型オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法並びにスラブおよび熱延鋼板
JP5656432B2 (ja) * 2010-02-12 2015-01-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 プレス成形性に優れたフェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP5656435B2 (ja) * 2010-03-30 2015-01-21 新日鐵住金ステンレス株式会社 イヤリングの小さいプレス成形用フェライト・オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW201348465A (zh) 2013-12-01
CN104471092A (zh) 2015-03-25
KR20140105849A (ko) 2014-09-02
JP5869922B2 (ja) 2016-02-24
WO2013133259A1 (ja) 2013-09-12
JP2013185231A (ja) 2013-09-19
CN104471092B (zh) 2018-01-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI519653B (zh) 面內異方向性小之肥粒鐵．沃斯田鐵雙相不鏽鋼板及其製造方法
CN102639742B (zh) 奥氏体系不锈钢板及其制造方法
CN107709592B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
TW201215685A (en) High strength steel sheet having excellent warm stamp formability and method for manufacturing the same
WO2015102048A1 (ja) 熱間成形部材およびその製造方法
JP6811112B2 (ja) フェライト・オーステナイト２相ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2006328524A (ja) 成形時の面内異方性が小さく耐リジング性及び耐肌荒れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼薄板及びその製造方法
CN104685086B (zh) 铁素体系不锈钢板
CN105779885B (zh) 一种具有良好加工性能的耐磨热轧薄钢板及其制造方法
JP2002332549A (ja) 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
CN107109603A (zh) 屈服强度和冲击韧性优异的超级双相不锈钢及其制造方法
CN105917016A (zh) 铁素体系不锈钢以及其制造方法
JP2017508067A (ja) 成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
CN107058866A (zh) 铁素体马氏体冷轧双相钢及其制备方法
JP2016113670A (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
CN107109581B (zh) 高强度、高延展性的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN108025349A (zh) 模制体制造方法
JP2002332548A (ja) 成形加工時の形状凍結性に優れたフェライト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP2001271143A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
KR101569589B1 (ko) 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020217873A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP6111109B2 (ja) 時効硬化特性に優れた低Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
KR101316907B1 (ko) 페라이트계 스테인레스강 및 그 제조방법
JP4740021B2 (ja) 形状凍結性に優れるＣｒ含有薄鋼板およびその製造方法
KR101569590B1 (ko) 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법