TWI548757B - 時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Description
本發明是有關於時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法。尤其,本發明是有關於以在一般來說,像肥粒鐵系不鏽鋼那樣含有多量Cr的鋼板中,抑制時效熱處理導致之強度增加的肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法。
本申請主張基於2013年3月14日於日本提出申請之特願2013-52423號的優先權,並在此援用其內容。
肥粒鐵系不鏽鋼由於具有優異的抗蝕性,而被用於廚房等許多用途中。在不鏽鋼的情況中,鋼中的C和N的存在狀態與抗蝕性密切相關。亦即,C和N如果在鋼中以固溶狀態存在,熱處理時或者在熔接後的冷卻過程中就會生成Cr碳氮化物,而有於其周圍形成缺Cr層以致發生抗蝕性劣化之,所謂的「敏化(sensitization)」的情況。為了抑制
這類的敏化,在不鏽鋼的製造中要儘量減少C、N,並且採取添加比Cr的碳氮化物生成能還強的元素(Nb、Ti等)來減少晶粒內的固溶C及固溶N的對策。這樣就會製造出使肥粒鐵系不鏽鋼中的固溶C及固溶N儘量減少的鋼板。
另一方面,已知當晶粒內殘存有固溶C、N量時,
會對時效後的材質產生影響。在低碳鋼中,有時會因為產生應變後以低溫實施熱處理,而發生材料強度增加的烘烤硬化現象(BH;Bake Hardening)。BH被認為是因為殘存於晶粒內的固溶C(N)固著至賦予應變時所導入的差排,成為之後差排移動的障礙,所以變形時所需要的應力增加,也就是材料強度增加而產生的。已知晶粒內C量和BH所造成的應力增加量(烘烤硬化量,BH量)△σ之間有良好的相關性,並開發出藉調整固溶C量的來控制BH量之技術(參照非專利文獻1)。
關於含Cr鋼種的BH,有非專利文獻2之類的知識
見解。非專利文獻2中顯示,要將C及N以碳氮化物的形式固定住而含有充分的Ti的鋼種(18Cr-0.197Ti-0.0028C-0.0054N鋼)中,拉伸7.5%,在200℃下實施30分鐘的時效後,時效指數會大至超過10MPa。此結果顯示,在不鏽鋼中要將C和N以析出物的形式固定住時,即使是添加充分的Ti的情形,仍然會有固溶C或N存在。
如上所述,肥粒鐵系不鏽鋼薄鋼板的敏化對策,採用的是儘量減少C、N,並且添加碳氮化物生成能比Cr還強的元素(Nb、Ti等)以減少晶粒內的固溶C以及固溶N的方
法。然而,如非專利文獻2所示,即使添加足夠的Ti的情況下,還是會有固溶C或N殘存的情形。
在此,這樣的肥粒鐵系不鏽鋼薄鋼板多數會施行冷軋、退火後表面光軋(skin-pass rolling)。這樣的鋼板於長時間保持在氣溫變得比較高溫(~50℃左右)的環境後再進行加工時,會出現降伏點並形成皺狀花紋(伸張應變痕(stretcher strain)),而構成問題。伸張應變痕是指,加工前(賦予應變前)已經有一部分的差排被固溶C或固溶N固著(常溫時效),加工時因為發生降伏點延伸而產生的表面缺陷,有導致製品特性明顯劣化的問題。並且,由於伸張應變痕會破壞美麗的外觀,必須進行將其去除的研磨,故抑制伸張應變痕成為重要的課題。
亦即,即使在添加了Ti和Nb等的碳氮化物生成元素的高純度肥粒鐵系不鏽鋼薄鋼板中仍然會有固溶C或固溶N殘存,並產生伸張應變痕,因此,要嚴格執行冷軋後薄鋼板的保管方法等來因應。
另一方面,專利文獻1~3的方法已知是在添加了Sn的肥粒鐵系不鏽鋼中詳細地規定熱處理條件以提升各種特性。
專利文獻1揭示,藉由對最終退火條件下工夫來得到兼具抗蝕性和加工性的鋼板的方法。專利文獻2揭示,藉控制最終退火時的露點、雰圍氣體得到耐鏽性優異的鋼板的方法。專利文獻3則提示,藉規定熱軋板退火以及其後的冷卻條件得到具抗氧化性和高溫強度優異的鋼板的方法。
專利文獻1:日本專利特開2009-174036號公報
專利文獻2:日本專利特開2010-159487號公報
專利文獻3:日本專利特開2012-172161號公報
非專利文獻1:岡本篤樹、武內孝一:「住友金屬」第41冊,No.2(1989)第195-206頁
非專利文獻2:「高純度Fe-Cr合金之諸性質」(日本鐵鋼協會特基研究會高純度Fe-Cr合金研究部會編(1995)第54-59頁)
由如上所述的背景技術的知識見解,和專利文獻1~3可知,抑制肥粒鐵系不鏽鋼板的伸張應變痕不僅困難,對其提出建議的技術也未見記載。
因此,本發明的目的在於提供一種藉控制鋼的成分體系及製造方法的各個條件,而能夠抑制於高溫下長期間保持時所產生的伸張應變痕之時效熱處理後強度增加小的不鏽鋼板及其製造方法。
本案發明者們為了解決上述課題,調查了鋼成分
對時效後伸張應變痕之產生的影響。在那種情況下,產生伸張應變痕時明確地確認到降伏現象。因此在一開始就先調查,如果將時效後的強度(降伏強度)上升量,亦即BH量降低到什麼程度為止,是否就可以抑制伸張應變痕。
製作於16Cr-C鋼中使化學組成變化成C量為0.0005%~0.020%的高純度肥粒鐵系不鏽鋼的1.0mm厚冷軋板,並以變更最終退火的熱處理溫度及時間的方式製作調整了金屬組織(固溶C量)的樣品。從這些樣品與軋製方向平行地採取拉伸試片,產生應變量7.5%之預應變的拉伸變形後,在200℃實施30分鐘的熱處理(時效熱處理)並再次作拉伸,測定此時的降伏強度。並且,用再拉伸後的試片調查是否看得見伸張應變痕。
其結果清楚指出,產生應變量7.5%之預應變的拉伸變形後之應力σ1(N/mm2)與,該拉伸變形後在200℃實施30分鐘的熱處理並再次作拉伸時的上降伏應力σ2(N/mm2)的關係,滿足下述式(2)時,將看不到伸張應變痕。
σ2-σ1≦8…(2)
亦即,可清楚看出,時效熱處理後為防止伸張應變痕的發生,賦予上述的預應變,且經時效熱處理後的BH量,亦即σ2-σ1,最好在8(N/mm2)以下。
接著,討論用於降低BH量的成分體系(鋼組成)以及製造方法。一般而言,已知BH量與固溶C量相關,且固溶C量可藉添加碳化物生成元素(Ti和Nb)而減少。因此,
使用17Cr-0.003C-0.006N-0.10Ti鋼(鋼A)及17Cr-0.003C-0.006N-0.19Nb鋼(鋼B)及分別在這些鋼A與鋼B中添加0.2%Sn的鋼種(分別為鋼C、鋼D),並改變製造程序以調查BH量的變化。
用鋼A~D,分別製作成0.8mm的冷軋板後,以900℃的退火溫度施行最終退火,並以和前述相同的方法測定BH量。所實施的製造程序有2種。製程1是在熱軋後實施熱軋板退火的程序,製程2是在熱軋後不實施退火而進行冷軋的程序。鋼種、製造程序和BH量的關係示於圖1。此外,圖中的橫軸記載的「1」或「2」表示製造程序的「製程1」或「製程2」。
關於鋼A、鋼B,在任一種製程中的BH量皆大至10N/mm2。另一方面,在鋼C、鋼D,採用必須進行熱軋板退火的製程1時,BH量可以抑制到低於8N/mm2。
此外,使用鋼C來調查製造條件對BH量造成的影響時,可清楚看出BH量在很大程度上取決於熱軋時的最終軋製條件和,接續著該熱軋而實施的熱軋板退火條件。
基於本發明者們以上的調查而獲得的知識見解,所完成之本發明的要旨如下。
(1)一種時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,特徵在於,具有以質量%計含有,C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%以下、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,並
滿足下述式(1)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上為鐵及不可避免的不純物所形成的鋼組成;並且,產生應變量7.5%之預應變的拉伸變形後之應力σ1(N/mm2)與,前述拉伸變形後在200℃實施30分鐘的熱處理並再次作拉伸時之上降伏應力σ2(N/mm2)滿足下述式(2)的關係。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(1)
σ2-σ1≦8…(2)
此外,上述式(1)中各元素名都是代表其含有量(質量%)。又,上述式中有關鋼中未含有的元素則是代入0。
(2)上述(1)中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,特徵在於以質量%計含有Al:0.003~1.0%。
(3)上述(1)或(2)中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,特徵在於以質量%計含有Ni:0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
(4)上述(1)至(3)的任一項中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,特徵在於以質量%計含有B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
(5)一種時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼
板之製造方法,特徵在於,製造具有以質量%計,含有C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%以下、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,並滿足下述式(3)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上為鐵及不可避免的不純物所形成的鋼組成之肥粒鐵系不鏽鋼板時,具有:熱軋步驟,是在接續粗軋進行的由多道次軋製構成的最終軋製中,使前述最終軋製的最後3道次的合計壓下率達到40%以上,且前述最終軋製的最終道次的軋製溫度在950℃以下,並於前述最終軋製後在500℃以下進行捲取處理;以及熱軋板退火步驟,是在前述熱軋步驟後,實施使500℃到700℃的範圍的升溫速度在3℃/s以上並加熱至850℃~1100℃後,使850℃到550℃的範圍的冷卻速度在50℃/s以下的熱處理。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(3)
此外,上述式(3)中各元素名都是代表其含有量(質量%)。又,在上述式中有關鋼中未含有的元素則是代入0。
(6)上述(5)中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,特徵在於,在前述熱軋製步驟之前,具有前述鋼組成的鋼片的再加熱溫度為1100℃以上。
(7)上述(5)或(6)中記載的時效熱處理後之強度增加小
的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,特徵在於前述鋼組成中還添加了以質量%計,Al:0.003~1.0%。
(8)上述(5)至(7)的任一項中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,特徵在於前述鋼組成中還添加了以質量%計,Ni:0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
(9)上述(5)至(8)的任一項中記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,特徵在於前述鋼組成中還添加了以質量%計,B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
依據本發明,可以提供一種能夠藉由控制鋼的成分體系及製造方法的各項條件,有效地抑制長期間保持在高溫時所產生的伸張應變痕之,時效熱處理後之強度增加小的不鏽鋼板及其製造方法。
圖1是鋼成分(A:Ti系,B:Nb系,C:Ti-Sn系,D:Nb-Sn系)和有無熱軋板退火(1:有,2:無)及BH量的關係之示意圖。
以下將就本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板及其製造方法做說明。
本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的特微在於,具有以質量%計含有,C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%以下、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,並滿足下述式(1)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上為鐵及不可避免的不純物所形成的鋼組成,並且產生應變量7.5%之預應變的拉伸變形後之應力σ1(N/mm2)與,應變量7.5%的拉伸變形後在200℃實施30分鐘的熱處理並再次作拉伸時的上降伏應力σ2(N/mm2),滿足下述式(2)的關係。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(1)
σ2-σ1≦8…(2)
此外,上述式(1)中各元素名都是代表其含有量(質量%)。又,上述式中有關鋼中未含有的元素,則是代入0。
以下,首先將就本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的成分元素的限定理由和時效熱處理後的強度的限定理由作說明。其中,關於組成的%的表示方式,在未特別補充說明的情形下意指質量%。
<C:0.020%以下>
由於C是造成伸張應變痕的元素故以少量為宜。但是,因為過度降低會導致製鋼階段的成本增加,故其下限值宜為0.0005%。再者,從安定的製造性的觀點來看,0.0015%
以上更好,0.0025%以上又更好。另外,如果C的添加量多,不但容易產生伸張應變痕,而且用來將其以碳化物的形式固定住的元素的添加量會增多,原料成本增加,故以0.020%為其上限。再者,從安定的製造性的觀點來看,以0.0080%以下為宜,更佳為0.0060%以下。
<Si:0.01~2.0%>
Si有時候被應用作為去氧元素,或者有時候會被積極地添加以便提升抗氧化性,而由於極低Si化會導致成本增加,故其下限宜為0.01%。再者,從這些觀點來看,以0.05%以上為宜,較佳為0.10%以上。又,由於多量的添加會導致材質硬質化,並導致製造時的韌性劣化,故上限宜為2.0%。再者,從加工性、安定製造性的觀點來看,以0.50%以下為宜,較佳為0.30%以下。
<Mn:2.0%以下>
Mn有時候也和Si同樣被應用做為去氧元素,但是因為極低Mn化會導致成本增加,故其下限宜為0.01%。再者,從這些觀點來看,以0.05%以上為宜,較佳為0.10%以上。又,由於多量的添加會導致材質硬質化、抗蝕性劣化,故上限宜為2.0%。再者,從加工性、安定製造性的觀點來看,以0.50%以下為宜,較佳為0.30%以下。
<P:低於0.050%>
P有時候是從原料以雜質元素的形式混入,但其含有量還是要越少越好。P如果大量存在,會導致二次加工性劣化,故上限宜限制在低於0.050%。再者,從抑制加工性劣化的
觀點來看,以0.035%以下為宜,較佳為低於0.030%。另一方面,雖然不需特別限定P量的下限,但是過度降低會連帶使原料及製鋼成本增加,故由此觀點來看,下限宜為0.005%,較佳為0.010%以上。
<S:低於0.010%>
S是會使抗蝕性劣化的元素,由於其含有量越少越好,故上限宜限制在低於0.010%。又,因為含有量越低抗蝕性越佳,故宜低於0.0030%。更好的是低於0.0010%。另一方面,因為過度降低會連帶使精煉成本增加,故下限宜為0.0002%,0.0005%以上更好。
<Cr:10.0~25.0%>
Cr在確保抗蝕性上是相當重要的元素,要形成鈍態皮膜以獲得安定的抗蝕性,必須有10.0%以上。再者,從抗蝕性及安定製造性的觀點來看,宜在12.0%以上,較佳為13.5%以上、更佳為15.5%以上。
另一方面,由於添加多量會導致製造時的韌性劣化,故上限為25.0%。再者,從包括韌性在內的安定製造性的觀點來看,以22.0%以下為宜,較佳為19.3%以下、更佳為18.0%以下。
<N:0.020%以下>
N也與C同樣是會造成伸張應變痕的元素,故以量少為宜。
但是,由於過度降低會導致製鋼階段的成本增加,故其下限值宜為0.0005%。再者,從安定的製造性的觀點來看,
0.0015%以上更好,0.0030%以上又更好。另外,N的添加量如果多,不但容易產生伸張應變痕,而且用來將其以氮化物的形式固定住的元素添加量也會增多,原料成本因而增加。因此,上限宜為0.020%。再者,從安定製造性的觀點來看,以0.015%以下為宜,較佳為0.010%以下。
<Sn:0.010~0.50%>
Sn為本實施形態中的重要元素,具有降低時效後的BH量,防止伸張應變痕發生的效果。為了顯現這種效果,必須有0.010%以上的添加量,故以此作為下限。再者,為使該效果更安定並加以確保,以0.05%以上為宜,較佳為0.08%以上。又,在0.50%的添加下,上述BH降低效果會呈現飽和,故以此值為上限。再者,如果考慮原料成本、BH降低的安定性,則以0.30%以下為佳,較佳為0.22%以下。
<Ti、Nb、V、Zr當中的1種或2種以上>
本實施形態中,這些元素是用來將C及N以析出物的形式固定住的必要元素,並添加成滿足下述式(1)。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(1)
未滿足上述式(1)時,結果是不足以將C及N以析出物的形式固定,固溶C及固溶N量的殘存量變多,且BH量變大。因此,必須滿足此式。
又,Ti、Nb、V、Zr各別元素的添加量下限宜為0.03%,在這個值以上就可發揮效果。再者,為更安定地享有該效果,更好的是添加0.08%以上。另一方面,以碳化物生成的觀點,上限可依C、N量而定。但是,由於大量添加這些元
素有時會導致材料硬質化,使加工性劣化,故宜將各別的上限定在0.60%。較佳為0.45%以下。
此外,在本實施形態中,除了上述元素外,宜添加Al:0.003~1.0%。
已知Al有時被當作去氧元素使用,且可使抗氧化性提升,故依需要添加亦可。再者,對於去氧的有效量為0.003%,故宜以此值作為下限。又,當添加量超過1.0%時,有強度增加擴大、成形性劣化之虞,故宜將此值當作上限。再者,為發揮一定程度的去氧效果,且不使成形性大幅降低,較佳的範圍是0.005%~0.15%。
此外,在本實施形態中,除了上述元素外,宜添加Ni:0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
這些Ni、Cu及Mo都是可使抗蝕性提升的元素,故依需要而添加亦可。由於任一者都是添加0.01%以上時可以發揮效果,故宜將此值作為其各自的下限。又,由於大量添加會導致材質硬化、延展性劣化,故對於各別的Ni、Cu及Mo,宜以2.0%作為上限。再者,從發揮抗蝕性、確保材質的點來看,較佳的添加範圍是Ni、Cu為0.05~0.60%、Mo為0.20~1.30%。更佳的是,Ni和Cu為0.10~0.30%、Mo為0.30~0.60%。
又,在本實施形態中,除了上述元素外,添加B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、
REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上是合宜的。
B、Mg及Ca是具有使二次加工性、抗皺性(ridging resistance)提升的效果的元素。由於其效果在B:0.0003%、Mg:0.0001%、Ca:0.0003%以上時可以發揮,故宜以此為下限。另一方面,因為大量降低有時會導致製造時的成品率降低,故其上限宜為B:0.0025%、Mg及Ca:0.0030%。再者,較佳的添加範圍是B及Ca:0.0003~0.0010%、Mg:0.0002~0.0008%。
Sb在抗蝕性的提升上是有效的,故依需要添加0.50%以下亦可。尤其是從間隙腐蝕性的觀點來看,Sb含有量的下限宜為0.001%。下限從製造性及成本的觀點來看宜為0.01%。上限從成本的觀點來看,則宜為0.1%。
為提升抗蝕性及抑制氫脆,亦可添加0.1%以下的Ga。從形成硫化物的觀點來看,下限宜為0.0003%。從製造性及成本的觀點來看,Ga的含有量宜為0.0010%以上。較佳為0.0020%以上。
REM(稀土類金屬)是可以在抗氧化性和氧化皮膜的黏著性提升上顯現效果的元素,為了顯現這樣的效果,下限宜含有0.002%以上。由於效果在0.2%時達到飽和,故將以該值作為REM(稀土類金屬)含有量上限值。再者,依一般定義,REM(稀土類元素)是指,鈧(Sc)、釔(Y)這2種元素和,從鑭(La)到鎦(Lu)為止的15種元素(鑭系元素)的總稱。REM(稀土類金屬)可以單獨添加,以混合物的形式添加
0.002~0.2%的範圍亦可。
Ta是使高溫強度提升的元素,可依需要而添加。為獲得該效果,可添加0.005%以上的Ta。但是,過度的添加會導致常溫延展性的降低及韌性的降低,故以0.50%為上限。為了使高溫強度和延展性‧韌性並存,宜為0.05%以上、0.50%以下。
關於其他成分雖然未在本發明中特別規定,但是本發明中,亦可依需要而添加0.001~0.1%的Hf、Bi等。再者,As、Pb等之一般的有害元素和不純物元素宜儘量降低。
以上,雖然就鋼組成(成分元素)及其限定理由作了說明,但是本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板的上述元素以外的剩餘部分,實質上是由Fe及不可避免的不純物所構成。再者,本實施形態中,包括不可避免的不純物在內,可以微量地添加不會危害本發明的作用效果的元素。
此外,具有上述鋼組成的肥粒鐵系不鏽鋼板之特徵在於,產生應變量7.5%的預應變之拉伸變形後的應力σ1(N/mm2)與,於該拉伸變形後以200℃實施30分鐘的熱處理並再次作拉伸時的上降伏應力σ2(N/mm2)的關係是滿足下述式(2)的關係。在此,σ1表示應變量7.5%時的應力。在拉伸試驗時,變形過程中應力會隨著應變量的增加一起逐漸地發生變化,σ1表示應變量到達7.5%時的應力。再者,在該前述拉伸變形中,拉伸試片採用的是JIS Z 2241:2011(對應於ISO 6892-1:2009)的JIS13B號拉伸試片,且拉伸試驗時的拉伸速度在1~3mm/min的範圍。其他條件依JIS
Z 2241設定。
σ2-σ1≦8…(2)
由於未滿足上述式(2)時,成形(加工)時會產生伸張應變痕,故使其滿足式(2)是重要的。
藉由使其滿足式(2)而不出現伸張應變痕的原因雖然還不明確,但推測是因為上述鋼組成,尤其是因為含有Sn,使得鋼內的C的行為發生了變化。已知Sn不會與C形成化合物,反而會表現出推斥的相互作用。又,已知C、Sn都是晶界偏析傾向強的元素。從這些情況來考量,推測有可能是因為Sn存在於晶界而促進C的析出,構成伸張應變痕的主要原因的固溶C量因而減少。
接著,將就本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法進行說明。
本實施形態的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法的特微為,在製造所具有的鋼組成是由,含有C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,還滿足下述式(3)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上是由鐵及不可避免的不純物所形成的肥粒鐵系不鏽鋼板時,具有:熱軋步驟,是在接續粗軋進行的由多道次軋製構成的最終軋製中,使前述最終軋製的最後3道次的合計壓下率達到40%以上,且前述最終軋製的最終道次的軋製溫度在950
℃以下,並於前述最終軋製後在500℃以下進行捲取處理;以及熱軋板退火步驟,是在前述熱軋製步驟後,實施使500℃到700℃的範圍的升溫速度在3℃/s以上並加熱至850℃~1100℃後,使850℃到550℃的範圍的冷卻速度在50℃/s以下的熱處理。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(3)
此外,上述式(3)中的各元素名都代表其含有量(質量%)。又,在上述式中有關鋼中未含有的元素則是代入0。
以下,將就各製造條件進行詳細說明。
「在熱軋步驟中將鋼片加熱到1100℃以上」
首先,製作具有上述鋼組成的綱,之後進行鑄造作成鋼片(扁鋼胚)。
接著進行熱軋步驟,在本實施形態中,宜將熱軋步驟前的前述鋼片的再加熱溫度設成1100℃以上。再加熱溫度低於1100℃時,熱軋中的軋荷重增加,軋製時有時會產生瑕疵,因此宜將此值設成下限溫度。另一方面,再加熱溫度過高時,鋼片有軟質化而產生形狀變化的可能性,故上限溫度宜設成1250℃。再者,從軋荷重、鋼片形狀的觀點來看,特別合適的再加熱溫度範圍在1150℃~1200℃。
「使最終軋製的最後3道次的合計壓下率達40%以上,而且最終軋製最終段的軋製溫度在950℃以下」
再加熱上述鋼片後進行熱軋步驟。熱軋步驟大致是由粗軋、多道次,詳細而言是由3個以上的道次形成的最終軋
製及之後的捲取步驟所構成。本實施形態中,在這個最終軋製中,重要的是,使最後3道次的合計壓下率達40%以上,且最終軋製的最終道次之軋製溫度在950℃以下,並進一步在最終軋製後的捲取步驟中,捲取溫度為500℃以下進行。
以下將就這些各別條件作說明。
關於最終軋製的壓下,是要得到最後3道次的合計壓下率(以下,有時也單純地稱為合計壓下率)40%以上。在本實施形態中,將壓下率設定成較高以使再結晶晶核增加,再結晶粒徑變細是很重要的。對於這樣限定的理由將在後述作說明,不過,推測這是因為提高壓下率不僅可以充分地確保再結晶晶核,同時在之後的退火步驟讓再結晶粒徑變細,並促進其朝向Sn晶界的偏析,結果,就可以降低BH量了。但是,合計壓下率如果低於40%,就無法充分地確保再結晶晶核,其結果,BH量會變高,因此合計壓下率宜在40%以上。再者,從使再結晶晶核增加的觀點來看,合計壓下率合適的下限為45%。又,合計壓下率的上限雖無特殊限制,但是如果考慮到軋製時的荷重,則以設成80%為宜。再者,最後3道次的合計壓下率X是由最終板厚tf(mm)和最後3道次前的板厚ty(mm)的關係,以下述式(4)求出。
X=100×(1-tf/ty)(%)…(4)
以下將說明將最後3道次的合計壓下率定在40%以上的理由。最終軋製當中,最後3道次和其他道次相比,軋製溫度低且容易蓄積應變。因此,最後3道次的合計壓下率會大大地影響其後之退火步驟中的再結晶化,據此BH量會大幅
變動。亦即,在軋製溫度比較低的最後3道次所蓄積的應變量大,其結果可以使再結晶晶核增加。並且,在如此地確保再結晶晶核的狀態下,可以藉實施後續步驟的由熱軋板退火帶來的再結晶化,使再結晶晶粒(再結晶組織)微細化(縮小再結晶粒徑),BH量的降低變得可能。關於像這樣藉由使再結晶晶粒微細化而可以降低BH量的機制,目前雖然還不清楚,但可做如下推論。亦即,藉著使再結晶晶粒微細化,可以使晶界偏析元素之Sn的偏析位置,即結晶晶界的面積增加,其結果,Sn的擴散距離減少,朝向晶界的Sn偏析獲得促進。因此,推測朝向晶界的C偏析受到抑制,同時C的析出獲得促進,固溶C量減少,其結果,可以抑制BH量的增大。
又,在本實施形態中,從如上所述的確保再結晶晶核的觀點來看,最終軋製最終段的軋製溫度在950℃以下。超過950℃時,BH量升高,因而出現伸張應變痕。再者,從防止軋製時產生瑕疵的觀點來看,最終軋製中的最後段(最後道次)的軋製溫度下限宜為780℃。
「捲取溫度:500℃以下」
又,在本實施形態中,從如上所述的確保再結晶晶核的觀點來看,捲取溫度也是非常重要的要件。捲取溫度如果超過500℃,後續步驟的熱軋板退火時再結晶晶粒(再結晶組織)就會粗大化(再結晶粒徑變得過大),BH量增大,因此捲取溫度設定在500℃以下。更好的是450℃以下。另一方面,捲取溫度如果太低,不但捲取時的溫度控制會變困
難而且必須要有特殊的設備,因此捲取溫度的下限宜設成250℃。
如上所述,在本實施形態的熱軋步驟中,對最終軋製時的最後3道次的合計壓下率、最終軋製溫度,以及捲取溫度做出規定,在降低BH量上是必要的。
「熱軋板退火步驟中,從500℃到700℃的範圍升溫速度為3℃/s以上,加熱後的到達溫度為850℃~1100℃,從850℃到550℃的範圍冷卻速度為50℃/s以下」
於上述熱軋步驟後,實施從500℃到700℃的範圍以升溫速度3℃/s以上加熱到850℃~1100℃後,從850℃到550℃的範圍冷卻速度則為50℃/s以下的熱處理之熱軋板退火步驟。
熱軋板退火步驟中,首先,加熱使之升溫到後述的到達溫度為止,本實施形態中,從500℃到700℃的範圍之升溫速度在3℃/s以上。低於3℃/s時,後續步驟的熱軋板退火時再結晶晶粒會粗大化而無法得到充分的BH。升溫速度以5℃/s以上為宜,較佳為10℃/s以上。由於超過20℃/s時其效果會達到飽和,故宜將該值定為升溫速度的上限值。
此外,為使利用最終軋製所確保的再結晶晶核再結晶化,加熱後(升溫)的到達溫度是重要條件,在本實施形態中,該到達溫度為850℃~1100℃。到達溫度如果低於850℃,除了再結晶不充分,BH量的降低效果會不足之外,冷軋退火板的加工性和起皺特性也會劣化,因此使其升溫到850℃以上是重要的。再者,從再結晶組織形成的觀點來看,到達
溫度宜在900℃以上。又,到達溫度如果超過1100℃,因為鋼板的結晶晶粒會粗大化,且成品板的成形性、表面特性(表面粗糙性)劣化,故到達溫度宜在1100℃以下。再者,從抑制結晶晶粒粗大化的觀點來看,到達溫度宜在1080℃以下。
此外,熱軋板退火後,為了使再結晶晶粒微細化,冷卻時的冷卻速度是重要條件,在本實施形態是將熱軋板退火後的冷卻過程控制成,從850℃到550℃的範圍的冷卻速度在50℃/s以下。由於冷卻速度如果超過50℃/s,再結晶晶粒的微細化就不足且BH量增大,故冷卻速度要在50℃/s以下。再者,從再結晶晶粒的微細化的觀點來看,宜為15℃/s以下。另一方面,由於冷卻速度過度降低會使製造性劣化,故以5℃/s以上為佳。此外,基於防止微細的碳氮化物析出所導致之韌性降低和酸洗性劣化的理由,以超過10℃/s較理想。
對於如上處理所得到的肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼
板,接著,實施冷軋、退火(最終退火),或依需要實施表面光軋。在本實施形態中,由於並未發現因最終退火溫度而對其效果產生差別的情形,故未特別限定。此外,即令使升溫速度、冷卻速度產生變化,其效果也不會大幅度地變化,故從伸張應變痕的觀點來看也不需特別限定。但是,因為必須利用退火以獲得再結晶組織,所以推測800℃以上的熱處理是必要的。由於退火溫度高則結晶晶粒會粗大化,並助長成形時的表面粗糙化,故其上限宜為1050℃。
又,關於冷軋條件,由於並未因使用的工作輥的輥粗糙度、輥徑,甚至是軋製油、軋製道次的次數、軋製速度、軋製溫度、冷軋率而使上述效果產生差別,故並未特別對這些條件作規定。
又,用2次冷軋法、3次冷軋法也可以發揮本實施形態之如上所述的效果。
又,由於控制了鋼中組織,所以也不受最終退火時的爐內雰圍氣體的影響。
如上所述,在具有含Sn的鋼組成(成分體系)的鋼
片中,僅透過將熱軋條件、捲取條件、熱軋板退火條件加以組合並作出規定,就可以獲得BH量低,而且能夠有效地抑制伸張應變痕之,時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板。
再者,關於以如上所述之製造方法的條件控制使再結晶晶粒微細化,藉而降低BH量的機制雖然還不清楚,但推測其原因如下。
已知BH量與固溶C量相關。C是會產生晶界偏析的元素,Sn也是晶界偏析元素。據本案發明者們的研究,推測Sn是比C更優先的晶界偏析元素,因此在熱軋板退火後的冷卻過程中,Sn比C先在結晶晶界形成偏析。亦即,推測在鋼中添加了Sn時,存在晶界中的C會減少。而且,因為Sn優先存在於晶界中,所以關於未在晶界偏析出來的C,推測會受到促進以碳氮化物的形式析出。因此,據推測,Sn的添加本身就有減少固溶C的效果,其結果,就可以降低BH量。
此外,在本發明中,必須使最終熱軋在高壓下率且低溫下,使捲取溫度在低溫,並且提高熱軋板退火的升溫速度及到達溫度。這些條件每一個都是可以增加再結晶晶核,使再結晶粒徑變細的製造條件。一般而言,結晶粒徑越細BH量越大,但是,本發明中,必須有如上所述的那種使再結晶晶粒變細(使再結晶粒徑變小)的製造條件。關於使再結晶晶粒變細卻可以降低BH量的原因雖然目前也不清楚,
不過,推測是因為藉增加Sn的偏析位置,即結晶晶界的面積,從而減少Sn的擴散距離並促進Sn偏析,結果就可以降低固溶C。
以下,將通過實施例來說明本發明的效果,但是本發明並不限於以下實施例所用的條件。
熔製具有表1、2的成分組成(質量%)的鋼。還有,表1、2的REM(稀土類金屬)是La、Ce、Pr、Nd的混合物。接著,從所得到的鋼塊切取板厚90mm的鋼片,再加熱至表3~5所示的加熱溫度後,透過熱軋軋製到板厚4.0mm為止。並且,最終軋製的最後3道次的合計壓下率為X(%),並以最終軋製溫度(℃)作為最終道次的軋製溫度,示於表3~5中。
之後,在表3~5所示的捲取溫度下進行捲取後,以表3~5所示的各種條件進行熱軋板退火。熱軋板退火後進行酸洗,並進行冷軋使板厚成為0.4~2.0mm,得到冷軋鋼板。以800~1000℃範圍內的溫度對其作熱處理(冷軋板退火),製成肥粒鐵系不鏽鋼板。
然後,供用於BH測定、伸張應變痕判定、成形試驗後的表面調查(有無表面粗糙化)。
BH測定用JIS13B號拉伸試片,如前所述地由產生應變量7.5%的預應變之拉伸變形後的應力σ1(N/mm2),和產生應變量7.5%的預應變之拉伸變形後,於200℃施行30分鐘的熱處理,並再次作拉伸時的上降伏應力σ2(N/mm2)的差求出。再者,N數為2以平均值進行評估。拉伸速度為3mm/min。
伸張應變痕是使產生應變量7.5%的預應變之拉伸變形後,施行過200℃×30分鐘的前述熱處理後的前述JIS13B號拉伸試片產生應變量1%的變形,然後由其外觀做評估。
成形試驗是在熱軋板退火後的熱軋板中,用Φ 50mm的圓筒沖頭以拉深比2.0進行成形試驗後,從縱壁部的表面外觀判斷有無表面粗糙化。此外,目視觀察熱軋捲取後的表面狀態,觀察有無燒黏瑕疵產生。
含有本發明範圍內的組成的鋼板,以及利用本發明的製造方法製得的鋼板,BH量(σ2-σ1)都小到低於8(N/mm2),且未發現有伸張應變痕、表面粗糙化。
表1
表3
表4
表5
依據本發明,可以有效地抑制在高溫下長時間保持肥粒鐵系不鏽鋼板時產生的伸張應變痕。因此,可以緩和薄鋼板保管方法等的嚴密化,免去維護,故可在產業上產生大貢獻。
Claims (14)
- 一種時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,特微在於,具有以質量%計,含有C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%以下、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,並滿足下述式(1)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上為鐵及不可避免的不純物所形成的鋼組成,產生應變量7.5%之預應變的拉伸變形後之應力σ1(N/mm2)與,前述拉伸變形後在200℃實施30分鐘的熱處理並再次作拉伸時的上降伏應力σ2(N/mm2)滿足下述式(2)的關係;(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(1) σ2-σ1≦8…(2)還有,上述式(1)中各元素名都代表其含有量(質量%);此外,在上述式中有關鋼中未含有的元素則是代入0。
- 如請求項1記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,其特徵在於,以質量%計,含有Al:0.003~1.0%。
- 如請求項1或2記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,其特徵在於,以質量%計,含有Ni: 0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
- 如請求項1或2記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,其特徵在於,以質量%計,含有B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
- 如請求項3記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板,其特徵在於,以質量%計,含有B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
- 一種時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,特徵在於,在製造具有以質量%計,含有C:0.020%以下、Si:0.01~2.0%、Mn:2.0%以下、P:低於0.050%、S:低於0.010%、Cr:10.0~25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010~0.50%,並滿足下述式(3)地含有Ti:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下之中的1種或2種以上,且剩餘部分實質上為鐵及不可避免的不純物所形成的鋼組成之肥粒鐵系不鏽鋼板時,包含:熱軋步驟,是在由接續粗軋所進行的多道次所形成 之最終軋製中,使前述最終軋製的最後3道次的合計壓下率達40%以上,且前述最終軋製的最終道次之軋製溫度在950℃以下,前述最終軋製後在500℃以下進行捲取處理;以及熱軋板退火步驟,是在前述熱軋步驟後,實施從500℃到700℃的範圍以升溫速度3℃/s以上加熱至850℃~1100℃後,從850℃到550℃的範圍冷卻速度則為50℃/s以下的熱處理;(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0…(3)還有,上述式(3)中各元素名皆代表其含有量(質量%);此外,在上述式中有關鋼中未含有的元素則是代入0。
- 如請求項6記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,具有前述熱軋步驟之前的前述鋼組成的鋼片的再加熱溫度在1100℃以上。
- 如請求項6或7記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,Al:0.003~1.0%。
- 如請求項6或7記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,Ni:0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
- 如請求項8記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵 系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,Ni:0.01~2.0%、Cu:0.01~2.0%、Mo:0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
- 如請求項6或7記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
- 如請求項8記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
- 如請求項9記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,B:0.0003~0.0025%、Mg:0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
- 如請求項10記載的時效熱處理後之強度增加小的肥粒鐵系不鏽鋼板之製造方法,其特徵在於,前述鋼組成中還添加了以質量%計,B:0.0003~0.0025%、Mg: 0.0001~0.0030%、Ca:0.0003~0.0030%、Sb:0.001~0.50%、Ga:0.0003~0.1%、REM(稀土類金屬):0.002~0.2%,以及Ta:0.005~0.50%之中的1種或2種以上。
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