TWI527910B

TWI527910B - Stainless steel cold rolled steel sheet material and its manufacturing method

Info

Publication number: TWI527910B
Application number: TW104102300A
Authority: TW
Inventors: Masataka Yoshino; Hiroki Ota; Ayako Ta; Yukihiro Matsubara; Akito Mizutani; Mitsuyuki Fujisawa
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2014-01-24
Filing date: 2015-01-23
Publication date: 2016-04-01
Also published as: WO2015111403A1; US20160369368A1; EP3098330A1; KR20160113179A; EP3098330A4; TW201533250A; US10000824B2; KR101840964B1; EP3098330B1; CN106414783B; ES2803573T3; CN106414783A; JPWO2015111403A1; JP5888476B2

Description

不銹鋼冷軋鋼板用素材及其製造方法

本發明係關於適用於製造成形性優異之不銹鋼冷軋鋼板的不銹鋼冷軋鋼板用素材及其製造方法。

由於肥粒鐵系不銹鋼(鋼板)係廉價且耐蝕性優異，因而被使用於建材、輸送機器、家電製品、廚房器具、汽車零件等各種用途，且近年其適用範圍正擴大中。為能適用於該等用途，不僅要求耐蝕性，並要求能加工為既定形狀的充分成形性(伸展大(以下有時將伸展充分大之事稱為「具延性」)、平均蘭克福特值((Lankford value))(以下有時稱「平均r值」))大、以及抗皺性能優異。又，當適用於需要外觀美麗性用途的情況，亦需要表面性狀優異。

針對上述，專利文獻1所揭示的肥粒鐵系不銹鋼，係成形性與抗皺性能均優異，其特徵在於依質量%計，含有：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，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係分別表示各元素的質量%)。但是，專利文獻1在熱軋後必需施行所謂的箱式退火(例如依860℃施行8小時退火)。此種箱式退火若包括有加熱或冷卻過程，便需耗費一週左右，導致生產性低。

另一方面，專利文獻2所揭示的肥粒鐵系不銹鋼，係加工性與表面性狀均優異，其特徵在於將依質量%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%的鋼施行熱軋後，再使用箱式爐(box furnace)或AP線(annealing and pickling line，退火酸洗線)連續爐，依肥粒鐵單相溫度區域施行熱軋板退火，再施行冷軋及冷軋板退火。但是，使用箱式爐時(箱式退火)，將與上述專利文獻1同樣地會有生產性低的問題。又，關於伸展雖完全未提及，但當利用連續退火爐依肥粒鐵單相溫度區域施行熱軋板退火的情況，由於退火溫度低因而再結晶不充分，相較於依肥粒鐵單相溫度區域施行箱式退火的情況下，伸展較為降低。又，一般如專利文獻2之肥粒鐵系不銹鋼，會生成具有類似鑄造或熱軋時之結晶方位的晶粒群(colony，集群)，經成形後會有產生起皺(ridging)的問題

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利第3584881號公報(再公表WO00/60134號)

專利文獻2：日本專利第3581801號公報(特開2001-3134號)

本發明之目的在於解決上述問題，並提供：適用於具有充分耐蝕性及抗皺性能、且成形性及表面性狀均優異之肥粒鐵系不銹鋼冷軋鋼板的冷軋用素材及其製造方法。

另外，本發明中，所謂充分耐蝕性係指對表面經利用 #600剛砂紙施行拋光加工後再將端面部予以密封的鋼板，施行JIS H 8502所規定的鹽水噴霧循環試驗(以(鹽水噴霧(35℃、5質量%NaCl、噴霧2h)→乾燥(60℃、相對濕度40%、4h)→濕潤(50℃、相對濕度≧95%、2h))為1循環的試驗)計施行8循環時，鋼板表面的生銹面積率(=生銹面積/鋼板總面積×100[%])在25%以下。

再者，所謂優異成形性係指在根據JIS Z2241的拉伸試驗中，軋延方向之直角方向試驗片的斷裂拉伸(El)達25%以上、以及在根據JIS Z2241的拉伸試驗中，賦予15%應變時利用下述(1)式所計算出的平均r值達0.70以上之情況。

平均r值=(r_L+2×r_D+r_C)/4 (1)

其中，r_L係在軋延方向的平行方向施行拉伸試驗時的r值；r_D係在軋延方向的45°方向施行拉伸試驗時的r值；r_C係在軋延方向的直角方向施行拉伸試驗時的r值。

再者，所謂抗皺性能良好係指在根據JIS Z 2201採取的JIS5號拉伸試驗片的單面，利用#600砂紙研磨，經利用單軸拉伸賦予20%預應變後，對表面根據JIS B 0601-2001測定拉伸試驗片平行部中央的起伏，且大起伏(起皺高度)在2.5μm以下之情況。

為解決問題經深入鑽研，結果發現藉由將金屬組織係依面積率含有適當成分且維氏硬度在HV500以下之麻田散鐵相為10~60%的鋼板，使用作為冷軋用素材，經施行常法的冷軋及冷軋板退火後，可獲得具有充分耐蝕性、成形性及抗皺性能的不銹鋼冷軋鋼板。又，發現該不銹鋼冷軋鋼板的表面性狀亦優異。

本發明係根據以上發現而完成，主旨如下。

[1]一種不銹鋼冷軋鋼板用素材，係依質量%計，含有：C：0.007~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.05~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：15.5~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質所成，且依面積率具有10~60%麻田散鐵相與其餘包含肥粒鐵相的金屬組織，又，上述麻田散鐵相的硬度係HV500以下。

[2]一種不銹鋼冷軋鋼板用素材，係依質量%計，含有：C：0.01~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.2~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質所成，且依面積率具有10~60%麻田散鐵相與其餘包含肥粒鐵相的金屬組織，又，上述麻田散鐵相的硬度係HV500以下。

[3]如上述[1]或[2]所記載的不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：C：0.035%以下、Si：0.25%~未滿0.40%、Mn：0.35%以下。

[4]如上述[1]或[2]所記載的不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%。

[5]如上述[1]~[4]中任一項所記載之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，更進一步含有從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%之中選擇1種或2種以上。

[6]如上述[1]~[5]中任一項所記載之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。

[7]一種不銹鋼冷軋鋼板用素材之製造方法，係將具有上述[1]至[6]中任一項所記載之成分組成的鋼胚，施行熱軋，接著施行依880~1050℃的溫度範圍保持5秒~15分鐘，再於350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻的退火。

另外，本說明書中，表示鋼成分的%全部均指質量%。

若使用本發明的不銹鋼冷軋用素材，便可獲得具有充分耐蝕性與抗皺性能，且成形性優異、不會有因熱軋或熱軋板退火造成之線狀瑕疵發生的表面性狀優異的不銹鋼冷軋鋼板，達產業上特佳效果。

圖1係表示肥粒鐵相與麻田散鐵相的金屬組織學特徵圖(光學顯微鏡照片)。

以下，針對本發明進行詳細說明。

本發明的不銹鋼冷軋鋼板用素材，其特徵在於：依質量%計，含有：C：0.007~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.05~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：15.5~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質所成，且依面積率具有10~60%麻田散鐵相與其餘包含肥粒鐵相的金屬組織，又，上述麻田散鐵相的硬度係HV500以下。

本發明的不銹鋼冷軋鋼板用素材係經熱軋後，施行依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相溫度區域880~1050℃的溫度，保持5秒~15分鐘的熱軋板退火，接著於350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度施行冷卻便可製造。

本發明的不銹鋼冷軋用素材藉由施行常法的冷軋與冷軋板退火，便可獲得具有充分耐蝕性與成形性、且抗皺性能與表面性狀均優異的不銹鋼冷軋鋼板。

首先，針對本發明的技術內容進行詳細說明。

發明者等針對非如箱式退火(批次退火)之類的長時間熱軋板退火，而是藉由使用高生產性連續退火爐的短時間熱軋板退火，獲得既定加工性的技術進行檢討。使用連續退火爐的習知技術的問題，由於退火係依肥粒鐵單相溫度區域施行，因而不會生成充分的再結晶，導致無法獲得充分的伸展，且由於集群會殘存至冷軋板退火後，因而抗皺性能差。所以，發明者等創新思考在依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火後，再依既定冷卻速度施行冷卻，使生成既定面積率與硬度的麻田散鐵，接著依常法施行冷軋與冷軋板退火，最終再度成為肥粒鐵單相組織。

即，藉由熱軋板退火係依較肥粒鐵單相溫度區域更高溫的肥粒鐵相與沃斯田鐵之雙相區域實施，可促進肥粒鐵相的再結晶。其結果，可迴避因熱軋而被導入加工應變的肥粒鐵結晶粒殘存直到冷軋板退火後為止，俾提升冷軋板退火後的伸展。又，當利用熱軋板退火從肥粒鐵相生成沃斯田鐵相時，由於沃斯田鐵相會生成具有與退火前的肥粒鐵相不同結晶方位，因而能有效地破壞肥粒鐵相的集群，提升平均r值與抗皺性能。

然而，經更進一步檢討得知，若對習知成分的鋼依上述肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火，經冷軋板退火後會產生沿軋延方向的線狀瑕疵(以下稱「線狀瑕疵」)，會產生表面性狀明顯降低的新問題。

發明者等為能兼顧成形性與表面性狀，便針對因依肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域施行熱軋板退火，而產生線狀瑕疵的原因進行調查。

其結果可知線狀瑕疵係因熱軋板退火後存在於鋼板表層部明顯硬質的麻田散鐵相造成。即，發現若在經熱軋板退火後的鋼板表層部存在有明顯硬質的麻田散鐵相，則在後續的冷軋中於明顯硬質的麻田散鐵相與肥粒鐵相的界面應變集中而發生微小龜裂，且在經冷軋板退火後成為線狀瑕疵。麻田散鐵相係屬於由依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火時所生成的沃斯田鐵相，在冷卻過程中變態而生成者。經調查組織中的各麻田散鐵結晶粒的硬度，發現多數麻田散鐵相的維氏硬度(HV)均為300~400左右，相對於此，一部分的麻田散鐵相會有超過HV500程度的明顯硬質，且冷軋時的微小龜裂係在該超過HV500的明顯硬質的麻田散鐵相與肥粒鐵相之界面處發生。

緣是，發明者等創思將依肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域施行短時間退火後的冷卻過程，特別係350~150℃溫度範圍內的冷卻速度控制於10℃/sec以下。即，本發明鋼中，麻田散鐵相係在從退火溫度至室溫的冷卻中，藉由沃斯田鐵相進行變態而生成。藉由降低冷卻速度，便可拉長鋼板溫度從麻田散鐵開始變態(有稱為Ms點的情況)，成為至室溫之溫度區域的時間。藉此，使藉由通過Ms點而生成的麻田散鐵相產生自行回火，便可將麻田散鐵相的硬度軟質化至HV500以下。藉此，可獲得利用麻田散鐵相存在而提升經冷軋板退火後之材質(r值、抗皺性能)的效果，且可迴避因明顯硬質的麻田散鐵相造成的線狀瑕疵產生。

依照上述檢討結果，使金屬組織中存在既定量的麻田散鐵相、以及將麻田散鐵相軟質化係屬重要。本發明便以上述發現為基礎，首先，將麻田散鐵相的面積率設定為10~60%。本發明中，利用熱軋板退火使生成沃斯田鐵相，而獲得解除熱軋板中之肥粒鐵相集群的效果。而，藉由在熱軋板退火後存在麻田散鐵相，便能提升抗皺性能、進一步使提升r值的γ-纖維集合組織充分發展。利用麻田散鐵相造成的該等效果，如上述，麻田散鐵相的舊沃斯田鐵晶界或者塊狀或板條狀邊界，具有作為最終退火時之肥粒鐵相之再結晶位置的機能，其亦可藉由促進冷軋板退火時的再結晶而促進。該等效果係當熱軋板退火後的麻田散鐵相的面積率達10%以上時才能獲得。另一方面，若麻田散鐵相的面積率超過60%，則熱軋退火板會硬質化，在冷軋步驟中會發生裂邊(cracked edge)或板形狀不良，就製造而言不佳。所以，麻田散鐵相的面積率設定為10~60%。較佳係10~50%範圍。更佳係10~40%範圍。

另外，本發明鋼的鋼成分範圍中，由於熱軋板退火溫度下所生成的沃斯田鐵相幾乎全部會變態為麻田散鐵相，因而在熱軋板退火溫度下所生成的沃斯田鐵相的面積率，幾乎等於熱軋板退火後的麻田散鐵相的面積率。該沃斯田鐵相的面積率係依存於成分(特別係C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu)與熱軋板退火溫度。所以，所需的麻田散鐵相的面積率係藉由控制成分與熱軋板退火溫度便可獲得。

再者，麻田散鐵相的面積率係可依照後述之實施例所記載的方法進行測定。

再者，本發明中，麻田散鐵相的硬度係設定為HV500 以下。為能獲得良好抗皺性能或高平均r值，如上述，必需使熱軋退火板中存在既定量的麻田散鐵相。但是，若存在有超過HV500的明顯硬質的麻田散鐵相，則在冷軋時，會因硬質的麻田散鐵相與肥粒鐵相間之硬度差，造成從二相的界面生成微小龜裂，且於冷軋板退火後出現沿軋延方向的線狀缺陷，導致鋼板的表面美麗性降低。所以，熱軋退火板的麻田散鐵相硬度必需設定在HV500以下。較佳係HV475以下。更佳係HV450以下。另外，麻田散鐵相的硬度係可利用熱軋板退火後的冷卻速度進行控制。

其次，針對本發明肥粒鐵系不銹鋼的成分組成進行說明。以下，在無特別聲明的前提下，%係指質量%。

C：0.007~0.05%

C係具有促進沃斯田鐵相生成，且擴大在熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需含有達0.007%以上。但是，若C量超過0.05%，則鋼板會硬質化而降低延性。又，即便根據本發明，在熱軋板退火後仍會生成明顯硬質的麻田散鐵相，誘發冷軋板退火後的線狀瑕疵。所以，C量設定為0.007~0.05%範圍。下限較佳係0.01%、更佳係0.015%。上限較佳係0.03%、更佳係0.025%。

Si：0.02~0.50%

Si係屬於在鋼熔製時作為脫氧劑而作用的元素。為能獲得此項效果必需含有達0.02以上。但是，若Si量超過0.50%，則鋼板會硬質化而增大熱軋時的軋延負荷。又，冷軋板退火後的延性會降低。所以，Si量設定為0.02~0.50%範圍。較佳係0.10~0.35%範圍。更佳係0.25~0.30%範圍。

Mn：0.05~1.0%

Mn係與C同樣地具有促進沃斯田鐵相生成，且擴大在熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需含有達0.05%以上。但是，若Mn量超過1.0%，則MnS的生成量會增加而降低耐蝕性。所以，Mn量設定為0.05~1.0%範圍。下限較佳係0.1%、更佳係0.2%。上限較佳係0.8%、更佳係0.3%。

P：0.04%以下

P係屬於會助長因晶界偏析而造成晶界破壞的元素，所以越少越理想，上限設定為0.04%。較佳係0.03%以下。

S：0.01%以下

S係屬於會成為MnS等硫化物系夾雜物而存在並使延性或耐蝕性等降低的元素。特別係當含有量超過0.01%的情況，該等不良影響會明顯發生。所以，S量儘可能越低越理想，本發明中的S量上限係設定為0.01%。更佳係0.007%以下。特佳係0.005%以下。

Cr：15.5~18.0%

Cr係屬於具有在鋼板表面上形成鈍化皮膜而提升耐蝕性效果的元素。為能獲得此項效果必需將Cr量設定為15.5%以上。但是，若Cr量超過18.0%，則在熱軋板退火時沃斯田鐵相的生成不充分，無法獲得既定的材料特性。所以，Cr量設定為15.5~18.0%範圍。較佳係16.0~18.0%範圍。更佳係16.0~17.25%範圍。

Al：0.001~0.10%

Al係與Si同樣地屬於作為脫氧劑而作用的元素。為能獲得此項效果必需含有達0.001%以上。但是，若Al量超過0.10%，則Al₂O₃等Al系夾雜物會增加，表面性狀容易降低。所以，Al量設定為0.001~0.10%範圍。較佳係0.001~0.07%範圍。更佳係0.001~0.05%範圍。特佳係0.001~0.03%範圍。

N：0.01~0.06%

N係與C、Mn同樣地具有促進沃斯田鐵相生成，且擴大在熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需將N量設定達0.01%以上。但是，若N量超過0.06%，則延性會明顯降低，且會因助長氮化鉻的析出而產生耐蝕性降低。所以，N量設定為0.01~0.06%範圍。較佳係0.01~0.05%範圍。更佳係0.02~0.04%範圍。

再者，如下述，發現藉由設定為C：0.035%以下、Si： 0.25%~未滿0.40%、Mn：0.35%以下，便可使斷裂拉伸達27%以上。藉由將屬於肥粒鐵生成元素的Si、及屬於沃斯田鐵生成元素的C與Mn調整於適當的範圍，便可使生成沃斯田鐵相的下限溫度移往高溫側。藉此，依肥粒鐵單相溫度區域施行冷軋板退火，可獲得充分晶粒成長的肥粒鐵單相組織。結果，可使斷裂拉伸達27%以上。

C：0.035%以下、Si：0.25~未滿0.40%、Mn：0.35%以下

如上述，C會促進沃斯田鐵相生成，擴大在熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域。當使生成沃斯田鐵相的下限溫度移往高溫側，而使斷裂拉伸達27%以上的情況，C量設定為0.035%以下。較佳係0.030%以下、更佳係0.025%以下。

Si係屬於促進肥粒鐵相生成，將熱軋板退火時出現沃斯田鐵相的下限溫度高溫化之元素。為能獲得此項效果，Si量必需含有達0.25%以上。另一方面，若Si量達0.40%以上，則鋼板會硬質化而降低冷軋板退火後的延性，且無法獲得達27%以上的斷裂拉伸。所以，將斷裂拉伸設為27%以上的情況，除C量在0.035%以下之外，尚必需將Si量設定為0.25%以上且未滿0.40%的範圍。較佳係0.25~0.35%範圍。更佳係0.25~0.30%範圍。

Mn係與C同樣地會促進沃斯田鐵相生成。若Mn量超過0.35%，則生成沃斯田鐵相的下限溫度不會提升，導致無法獲得達27%以上的斷裂拉伸。所以，將斷裂拉伸設為27%以上的情況，除C量在0.035%以下、Si量為0.25%以上且未滿0.40%之外，尚必需將Mn量設定在0.35%以下。較佳係0.10~0.30%範圍。更佳係0.15~0.25%範圍。

再者，如下述，發現藉由設定為Si：未滿0.25%、或 Mn：超過0.35%，便會使|△r|變小。藉由將屬於肥粒鐵生成元素的Si、及屬於沃斯田鐵生成元素的Mn調整於適當的範圍，便可將冷軋板退火時的組織形成分散著數%微量沃斯田鐵相的沃斯田鐵相與肥粒鐵相雙相。若在此狀態下施行退火，則所分散的沃斯田鐵相會成為障礙物，且肥粒鐵粒呈各方向類似地晶粒成長，而緩和金屬組織的異向性，便使|△r|變小。

Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%

藉由將Si量設為未滿0.25%、或將Mn量設為超過0.35%，並依存在適量沃斯田鐵相的沃斯田鐵相與肥粒鐵相之雙相溫度區域，施行冷軋板退火，便可使冷軋退火板的|△r|在0.2以下。又，此情況，發現平均r值及△r對冷軋率的影響較少。習知成分與製造方法由於經冷軋板退火後的平均r值與△r會因冷軋率而出現變動，因而為能獲得既定材質必需達一定以上的冷軋率。所以，為製造既定板厚的冷軋鋼板，便必需依各種最終板厚分開製作熱軋鋼板。但是，若為Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%的本發明之不銹鋼冷軋用素材，由於經冷軋板退火後的材質對冷軋率的影響較小，因而不需要細膩地分開製作熱軋鋼板的最終板厚，能特別提升熱軋步驟的生產性。

其餘係Fe及不可避免的雜質。

藉由以上的成分組成便可獲得本發明的效果，但在提升製造性或材料特性之目的下，可進一步含有以下的元素。

從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%之中選擇1種或2種以上

Cu與Ni均係屬於提升耐蝕性的元素，特別係在當要求高耐蝕性的情況下含有屬有效。又，Cu與Ni均具有促進沃斯田鐵相生成，且擴大在熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。該等效果分別係含有達0.1%以上才會明顯。但是，若Cu含有量超過1.0%，則熱加工性會降低，故不佳。所以，當含有Cu的情況便設定為0.1~1.0%。較佳係0.2~0.8%範圍。更佳係0.3~0.5%範圍。若Ni含有量超過1.0%，則加工性會降低，故不佳。所以，當含有Ni的情況便設定為0.1~1.0%。較佳係0.1~0.6%範圍。更佳係0.1~0.3%範圍。

Mo係屬於提升耐蝕性的元素，特別係在要求高耐蝕性的情況下含有屬有效。此項效果係含有達0.1%以上才會明顯。但是，若Mo含有量超過0.5%，則在熱軋板退火時沃斯田鐵相的生成不充分，無法獲得既定的材料特性，故不佳。所以，當含有Mo的情況便設定為0.1~0.5%以下。較佳係0.1~0.3%範圍。

Co係屬於提升韌性的元素。此項效果係藉由含有達0.01%以上便可獲得。另一方面，若Co量超過0.2%，則製造性會降低。所以，當含有Co量的情況便設定為0.01~0.2%範圍。

從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上 V：0.01~0.25%

V會與鋼中的C及N化合，而降低固溶C、N。藉此提升平均r值。又，控制熱軋板中的碳氮化物析出行為，抑制因熱軋‧退火造成的線狀瑕疵產生，而改善表面性狀。為能獲得此項效果V量必需含有達0.01%以上。但是，若V量超過0.25%，則加工性會降低，且會導致製造成本上升。所以，當含有V的情況便設定為0.01~0.25%範圍。較佳係0.03~0.20%範圍。更佳係0.05~0.15%範圍。

Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、

Ti及Nb係與V同樣地屬於與C及N間之親和力較高的元素，在熱軋時會依碳化物或氮化物的形式析出，使母相中的固溶C、N降低，具有提升經最終退火後的加工性的效果。為能獲得該等效果，必需含有達0.001%以上的Ti、達0.001%以上的Nb。但是，若Ti量超過0.10%、或Nb量超過0.10%，則會因析出過剩的TiN與NbC，導致無法獲得良好的表面性狀。所以，當含有Ti的情況便設定為0.001~0.10%範圍，當含有Nb的情況便設定為0.001~0.10%範圍。Ti量較佳係0.001~0.015%範圍。更佳係0.003~0.010%範圍。Nb量較佳係0.001~0.030%範圍。更佳係0.005~0.020%範圍。

Mg：0.0002~0.0050%

Mg係屬於具有提升熱加工性之效果的元素。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若Mg量超過0.0050%，則表面品質會降低。所以，當含有Mg的情況便設定為0.0002~0.0050%範圍。較佳係0.0005~0.0035%範圍。更佳係0.0005~0.0020%範圍。

B：0.0002~0.0050%

B係屬於防止低溫二次加工脆化的有效元素。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若B量超過0.0050%，則熱加工性會降低。所以，當含有B的情況便設定為0.0002~0.0050%範圍。較佳係0.0005~0.0035%範圍。更佳係0.0005~0.0020%範圍。

REM：0.01~0.10%

REM係屬於提升耐氧化性的元素，特別係抑制熔接部的氧化皮膜形成而具有提升熔接部耐蝕性的效果。為能獲得此項效果必需含有達0.01%以上。但是，若含有超過0.10%，則會導致冷軋板退火時的酸洗性等製造性降低。又，由於REM係屬於高價的元素，因而過度含有會導致製造成本增加，故不佳。所以，當含有REM的情況便設定為0.01~0.10%範圍。

Ca：0.0002~0.0020%

Ca係屬於防止因連續鑄造時較容易發生的Ti系夾雜物晶出，而造成噴嘴阻塞的情況的有效成分。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若Ca量超過0.0020%，則會生成CaS而降低耐蝕性。所以，當含有Ca的情況便設定為0.0002~0.0020%範圍。較佳係0.0005~0.0015%範圍。更佳係0.0005~0.0010%範圍。

其次，針對本發明的不銹鋼冷軋用素材之製造方法進行說明。

本發明的不銹鋼冷軋用素材係將具有上述成分組成的鋼胚施行熱軋，接著依880~1050℃的溫度範圍保持5秒~15分鐘，再施行於350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻的退火便可獲得。

利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知方法熔製包含上述成分組成的熔鋼，再利用連續鑄造法或鑄錠-扁胚法形成鋼素材(鋼胚)。將該鋼胚依1100~1250℃加熱1~24小時、或在未加熱而保持鑄造狀態下直接施行熱軋而形成熱軋板。

其次，對熱軋板依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域溫度的880~1050℃，施行5秒~15分鐘的熱軋板退火。

依880~1050℃施行5秒~15分鐘的熱軋板退火

熱軋板退火係為能獲得本發明之金屬組織的極重要步驟。熱軋板退火溫度未滿880℃，便不會生成充分的再結晶，而成為肥粒鐵單相區域，因而無法獲得利用雙相區域退火顯現本發明的效果。另一方面，若超過1050℃，則由於會促進碳化物的固溶，因而更加助長沃斯田鐵相中的C濃化，經熱軋板退火後生成明顯硬質的麻田散鐵相，無法獲得既定的表面性狀。當退火時間未滿5秒的情況，即便依既定溫度施行退火，仍無法充分產生沃斯田鐵相的生成與肥粒鐵相的再結晶，故無法獲得既定的成形性。另一方面，若退火時間超過15分鐘，則碳化物的一部分會固溶，而助長沃斯田鐵相中的C濃化，因與上述同樣的機制而無法獲得既定的表面性狀。所以，熱軋板退火係依880~1050℃、5秒~15分鐘的範圍實施。

特別係當設定為C：0.035%以下、Si：0.25~未滿0.40%、Mn：0.35%以下，使冷軋退火板的斷裂拉伸達27%以上的情況，便依900~1050℃溫度保持5秒~15分鐘。較佳係依920~1020℃溫度保持15秒~5分鐘。更佳係依920~1000℃溫度保持30秒~3分鐘。

再者，當設定為Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%，且將冷軋退火板的|△r|設為0.2以下的情況，便依880~1000℃溫度保持15秒~15分鐘。較佳係依900~960℃保持15秒~5分鐘範圍。

其次，在350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度施行冷卻。其後，視需要施行珠粒噴擊處理、表面研削或酸洗中之任一項以上。

在350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻

若依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域的溫度施行熱軋板退火，則鋼中的C會濃化於沃斯田鐵相。所以，當在未控制本發明的成分鋼經熱軋板退火後的冷卻的情況下，會生成超過HV500明顯硬質的麻田散鐵相，且無法獲得既定的表面性狀。所以，本發明在熱軋板退火後的冷卻過程中，於成為麻田散鐵相生成溫度區域的350℃以下的溫度範圍內，控制冷卻速度。藉由控制冷卻速度，所生成的麻田散鐵相在熱軋板退火的冷卻步驟完成前便會自行回火，被軟質化至HV500以下。為能獲得此項效果，在350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻。若冷卻速度超過10℃/sec，則冷卻中的麻田散鐵相的自行回火不充分，無法獲得充分的軟質化效果。較佳係7℃/sec以下的範圍。更佳係5℃/sec以下的範圍。

其次，針對使用本發明的不銹鋼冷軋鋼板用素材，製造不銹鋼冷軋鋼板的適當條件進行說明。

對本發明的不銹鋼冷軋鋼板用素材，利用冷軋形成冷軋板後，再施行冷軋板退火、以及視需要的酸洗或表面研磨便成為製品。

就冷軋的成形性及形狀矯正的觀點而言，冷軋較理想係依達50%以上的軋縮率實施。又，本發明中，冷軋-退火亦可重複施行2次以上，亦可利用冷軋形成板厚200μm以下的不銹鋼箔。

為能獲得良好的成形性，冷軋板的冷軋板退火較佳係依800~950℃實施。特別係當設定為C：0.035%以下、Si：0.25~未滿0.40%、Mn：0.35%以下，且將冷軋退火板的斷裂拉伸設為27%以上的情況，較佳係依850℃~900℃保持15秒~3分鐘。又，為求更光澤亦可施行BA退火(輝面退火(bright annealing))。

另外，經冷軋後及加工後為能更進一步提升表面性狀，亦可施行研削或研磨等。

[實施例1]

以下，針對本發明利用實施例進行詳細說明。

利用50kg小型真空熔解爐熔製具有表1所示之化學組成的不銹鋼鍋。該等鋼塊經利用1150℃加熱1小時後，施行熱軋而形成厚3.5mm的熱軋板。接著，對該等熱軋板依表2所記載之條件施行熱軋板退火後，對表面施行珠粒噴擊處理，以及藉由在溫度80℃、20質量%硫酸溶液中浸漬120秒後，於包含15質量%硝酸與3質量%氟酸之溫度55℃的混合酸溶液中浸漬60秒而施行酸洗，再施行除銹，便獲得熱軋退火板。

再對所獲得之熱軋退火板，利用冷軋形成厚0.7mm，接著依表2所記載之條件施行冷軋板退火後，於水溫80℃、18質量%Na₂SO₄水溶液中，依25C/dm²之條件施行電解酸洗，以及在水溫50℃、10質量%HNO₃水溶液中，依30C/dm²之條件利用電解酸洗進行除銹處理，便獲得冷軋退火板。

針對依此獲得的熱軋退火板，從寬度中央部附近採取組織觀察用試驗片，對軋延方向截面施行鏡面研磨後，利用苦酸鹽酸溶液腐蝕(蝕刻)，使用光學顯微鏡依倍率400倍拍攝板厚中央部10視野。針對所獲得之組織照片，從金屬組織學特徵識別‧分離麻田散鐵相與肥粒鐵相，使用影像解析裝置測定麻田散鐵相的面積率，將10視野的平均值設為該熱軋退火板的麻田散鐵相的面積率。將識別例的照片示於圖1。圖1係表2所記載之No.4依倍率400倍拍攝的光學顯微鏡照片。本發明係將晶粒內出現麻田散鐵相特有內部結構的結晶粒，定義為「麻田散鐵相」。另外，面積率測定時，析出物(碳化物或氮化物)及夾雜物視為測定對象外。

再者，硬度測定係從所獲得之熱軋退火板的寬度中央部附近採取組織觀察用試驗片，對軋延方向截面施行鏡面研磨後，利用苦酸鹽酸溶液腐蝕(蝕刻)，使用微小維氏硬度計所附屬的光學顯微鏡，從金屬組織學特徵識別麻田散鐵相與肥粒鐵相，針對麻田散鐵相依荷重1g、負荷時間5秒的條件，各試料均測定合計100結晶粒。將各試料的硬度最高值示於表2。

再者，針對所獲得的冷軋退火板施行以下的評價。

(1)表面品質評價

經冷軋板退火後，測量鋼板每1m²中存在之長度5mm以上線狀瑕疵的個數。當冷軋退火板表面上所發現之線狀瑕疵係鋼板每1m²達5個地方以下的情況便評為合格，當超過5個地方的情況便評為不合格。

(2)延性評價

從冷軋酸洗退火板在軋延方向的直角採取JIS 13B號拉伸試驗片，再根據JIS Z2241施行拉伸試驗，並測定斷裂拉伸，當斷裂拉伸達27%以上的情況，為特別優異之特性評為合格(◎)，當斷裂拉伸未滿27%且達25%以上的情況便評為合格(○)，當未滿25%的情況便評為不合格(×)。

(3)平均r值及|△r|評價

從冷軋酸洗退火板在軋延方向的平行(L方向)、45°(D方向)及直角(C方向)方向採取JIS 13B號拉伸試驗片，再根據JIS Z2241施行拉伸試驗直到應變15%為止便中斷，測定各方向的r值，並計算出平均r值(=(r_L+2r_D+r_C)/4)及r值的面內異向性(△r=(r_L-2r_D+r_C)/2)絕對值(|△r|)。其中，r_L、r_D、r_C分別係L方向、D方向及C方向的r值。平均r值達0.70以上便評為合格(○)，未滿0.70則評為不合格(×)。|△r|在0.20以下便評為○，超過0.20則評為△。|△r|在0.20以下係屬特別優異之特性。

(4)抗皺性能評價

從所製作的冷軋退火板，採取平行於軋延方向的JIS 5號拉伸試驗片，試驗片單面利用#600砂紙研磨，經利用單軸拉伸賦予20%預應變後，對表面根據JIS B 0601-2001測定拉伸試驗片平行部中央的起伏，將最大起伏(起皺高度)在2.5μm以下評為合格(○)，超過2.5μm便評為不合格(×)。

(5)耐蝕性評價

從冷軋酸洗退火板採取60mm×100mm試驗片，表面經利用#600 剛砂紙施行拋光加工後，製作端面部經密封的試驗片，提供至JIS H 8502規定的鹽水噴霧循環試驗。鹽水噴霧循環試驗係以鹽水噴霧(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%)為1循環，計施行8循環。

針對經施行鹽水噴霧循環試驗計8循環後的試驗片表面拍攝照片，利用影像解析測定試驗片表面的生銹面積，從與試驗片總面積的比率計算出生銹面積率((試驗片中的生銹面積/試驗片總面積)×100[%])。生銹面積率在10%以下係屬於特別優異的耐蝕性，評為合格(◎)，超過10%且25%以下評為合格(○)，超過25%評為「不合格(×)」。

將評價結果合併熱軋板退火與冷軋退火條件示於表2中。

屬於本發明例的No.1~16、39~47、52~61，經冷軋板退火後發現之線狀瑕疵均係每1m²在5個地方以下，獲得良好的表面性狀。又，確認具有斷裂拉伸達25%以上、平均r值達0.70以上的優異成形性，且抗皺性能良好。又，關於耐蝕性亦是可獲得經實施鹽水噴霧循環試驗計8循環後的試驗片表面的生銹面積率，均在25%以下的良好特性。

特別係Si未滿0.25%、或Mn超過0.35%的No.1~16、39~47，|△r|成為0.20以下，更加提升成形性。

再者，C在0.035%以下、Si為0.25%~未滿0.40%、且Mn在0.35%以下的No.52~61，斷裂拉伸達27%以上，更加提升延性。

再者，含Cu 0.4%的鋼G之No.10、含Cu 0.3%的鋼AL之No.54、含Ni 0.5%的鋼H之No.11、同樣含Ni 0.5%的鋼AF之No.43、含Mo 0.4%的鋼1之No.12、含Mo 0.3%的鋼AS之No.61，經鹽水噴霧循環試驗後的生銹面積率在10%以下，更加提升耐蝕性。

該等熱軋板組織經確認，經熱軋板退火後的金屬組織可獲得面積率14~40%的麻田散鐵相，由硬度測定的結果，確認到麻田散鐵相的硬度即便最高仍為HV424的軟質，確認到均滿足本發明之不銹鋼冷軋用素材的條件。

但是，Cr含有量低於本發明範圍的No.17，雖能獲得既定的表面性狀、延性、平均r值、及抗皺性能，但由於Cr含有量不足，因而無法獲得既定的耐蝕性。

Cr含有量高於本發明範圍的No.18，雖能獲得充分的耐蝕性，但由於過剩含有Cr，因而在熱軋板退火時並不會生成沃斯田鐵相，所以不會生成麻田散鐵相，導致無法獲得既定的平均r值及抗皺性能。

C量高於本發明範圍的No.19，雖在熱軋板退火後於 350~150℃的溫度範圍內依既定冷卻速度進行冷卻，但麻田散鐵相卻未充分軟質化，結果經熱軋板退火後殘存超過HV500硬質的麻田散鐵，且無法獲得既定的表面性狀。又，由於固溶C量增加，因而鋼板強度明顯上升，亦無法獲得既定的延性。

C量低於本發明範圍的No.20，由於因C造成的沃斯田鐵相安定化不充分，因而在熱軋板退火中不會生成充分之量的沃斯田鐵相，經熱軋板退火後無法獲得既定量的麻田散鐵相，造成無法獲得既定的平均r值及抗皺性能。

No.63及No.66由於在熱軋板退火中發生碳化物固溶，在沃斯田鐵相中的C濃化量過度增加，因而與No.19同樣地，經熱軋板退火後殘存超過HV500明顯硬質的麻田散鐵，且無法獲得既定的表面性狀。特別係No.63，在冷軋時發生裂邊。

No.22及No.64係熱軋板退火溫度成為肥粒鐵單相溫度區域，產生不充分的再結晶，結果無法獲得既定的延性。又，經熱軋板退火後不會生成麻田散鐵相，亦無法獲得既定的平均r值及抗皺性能。

No.62及No.65由於熱軋板退火時間過短，因而不會充分生成再結晶，無法獲得既定的延性，且由於退火中不會生成沃斯田鐵相，因而經熱軋板退火後不會生成麻田散鐵相，無法獲得既定的平均r值及抗皺性能。

No.25及No.67係所生成之麻田散鐵相的自行回火不充分，結果經熱軋板退火後殘存超過HV500硬質的麻田散鐵相，雖能獲得既定的延性、平均r值、抗皺性能及耐蝕性，但無法獲得既定的表面性狀。

由上述可確認到若使用本發明的不銹鋼冷軋用素材，可輕易獲得具有既定的表面性狀、成形性及抗皺性的肥粒鐵系不銹鋼冷軋鋼板。

[實施例2]

針對表1所記載之鋼A及C，將鋼塊依1150℃加熱1小時後，施行熱軋而形成厚3.5mm的熱軋板。接著，對該等熱軋板依表3所記載之條件施行熱軋板退火後，再對表面施行珠粒噴擊處理、與利用酸洗進行的除銹，獲得熱軋退火板。在經熱軋退火後的冷卻過程350~150℃的溫度範圍中，依2~5℃/sec的冷卻速度進行冷卻。對所獲得之熱軋退火板依表3所記載之條件施行冷軋及冷軋板退火後，利用酸洗進行除銹處理，獲得冷軋退火板。

針對所獲得之熱軋退火板，從寬度中央部附近採取組織觀察用試驗片，對軋延方向截面施行鏡面研磨後，利用苦酸鹽酸溶液腐蝕(蝕刻)，使用光學顯微鏡依倍率400倍拍攝板厚中央部10視野。針對所獲得之組織照片，從金屬組織學特徵識別‧分離麻田散鐵相與肥粒鐵相，使用影像解析裝置測定麻田散鐵相的面積率，將10視野的平均值設為該熱軋退火板的麻田散鐵相的面積率。另外，面積率測定時，析出物(碳化物、氮化物)及夾雜物為測定對象外。

再者，硬度測定係從所獲得之熱軋退火板的寬度中央部附近採取組織觀察用試驗片，對軋延方向截面施行鏡面研磨後，利用苦酸鹽酸溶液腐蝕(蝕刻)，使用微小維氏硬度計所附屬的光學顯微鏡，從金屬組織學特徵識別麻田散鐵相與肥粒鐵相，針對麻田散鐵相依荷重1g、負荷時間5秒的條件測定合計100結晶粒。將各試料的硬度最高值示於表3。

再者，針對所獲得之冷軋退火板，依照與實施例1同樣的方法評價延性、平均r值、|△r|、抗皺性能及耐蝕性。

如表3所示，No.26~33、48~50的本發明例，熱軋退火板均係獲得面積率19~37%的麻田散鐵相，其麻田散鐵相的硬度亦是最高為HV404~HV425的軟質，滿足本發明之冷軋用素材的條件。使用該冷軋用素材依各種冷軋率施行冷軋後再施行最終退火，結果任一冷軋率均獲得0.10以下的|△r|，面內異向性小。又，|△r|係即便使冷軋率變化為49~89%，仍為0.02變動幅度，幾乎呈一定值，可知幾乎未依存於冷軋率。

由上述確認到若使用本發明中，Si未滿0.25%、或 Mn超過0.35%的冷軋用素材，便可獲得各拉伸方向的r值、平均r值及|△r|幾乎未依存於冷軋率的肥粒鐵系不銹鋼冷軋鋼板。

(產業上之可利用性)

本發明所獲得之不銹鋼冷軋鋼板用素材，適合作為以深衝為主體的沖壓成形品、或要求高表面美麗性的用途，例如廚房器具或食器所適用之肥粒鐵系不銹鋼的素材。

Claims

一種不銹鋼冷軋鋼板用素材，係依質量%計，含有：C：0.007~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.05~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：15.5~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質所成，且依面積率具有10~60%麻田散鐵相與其餘包含肥粒鐵相的金屬組織，又，上述麻田散鐵相的硬度係HV500以下。
一種不銹鋼冷軋鋼板用素材，係依質量%計，含有：C：0.01~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.2~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質所成，且依面積率具有10~60%麻田散鐵相與其餘包含肥粒鐵相的金屬組織，又，上述麻田散鐵相的硬度係HV500以下。
如申請專利範圍第1項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：C：0.035%以下、Si：0.25%~未滿0.40%、Mn：0.35%以下。
如申請專利範圍第2項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：C：0.035%以下、Si：0.25%~未滿0.40%、Mn：0.35%以下。
如申請專利範圍第1項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%。
如申請專利範圍第2項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，含有：Si：未滿0.25%、或Mn：超過0.35%。
如申請專利範圍第1至6項中任一項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，更進一步含有從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.2%之中選擇1種或2種以上。
如申請專利範圍第1至6項中任一項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。
如申請專利範圍第7項之不銹鋼冷軋鋼板用素材，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。
一種不銹鋼冷軋鋼板用素材之製造方法，係將具有申請專利範圍第1至9項中任一項之成分組成的鋼胚，施行熱軋，接著施行依880~1050℃的溫度範圍保持5秒~15分鐘，再於350~150℃的溫度範圍內依10℃/sec以下的冷卻速度進行冷卻的退火。