TWI658153B - 肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種彎曲加工後之表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板。
本發明係設為一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其以質量%計，含有：C：0.001~0.025%、Si：0.05~0.70%、Mn：0.05~0.50%、P：0.050%以下、S：0.01%以下、Cr：10.0~18.0%、Ni：0.01~1.00%、Al：0.001~0.10%、N：0.001~0.025%、Ti：0.01~0.40%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，且藉由測定方法1所測得之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差為50μm以下，藉由測定方法2所測得之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差為5.0以下，板厚為5.0mm以上。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法
本發明係關於一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板。本發明尤其是關於一種彎曲加工後之表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板。
肥粒鐵系不鏽鋼較包含大量高價之Ni之沃斯田鐵系不鏽鋼更低價，因此被使用於多種用途。例如汽車零件之托架等應用不鏽鋼鋼板。利用螺釘及焊接等將各種零件安裝於托架材，就確保剛度之觀點而言，有應用板厚較厚之不鏽鋼，藉由衝壓加工成形為既定形狀之構件而使用之情況。然而，存在於衝壓加工後之構件之表面產生條紋狀花紋、皺褶、表面粗糙等外觀上之問題。目前為止，關於厚物之不鏽鋼鋼板，對材質、彎曲加工性、及表面性狀等進行過各種研究。
作為與厚物相關之技術，例如於專利文獻1中揭示有一種控制並非彎曲加工而是進行剪切、沖切加工之板厚5mm以上之凸緣用厚肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之結晶方位，以使低溫韌性提高之技術。作為與加工後之表面性狀相關之技術，例如於專利文獻2中揭示有一種對於控制了鋼成分、析出物、結晶粒徑之冷軋退火板，減少圓筒深引伸加工後之加工表面粗糙之技術。又，於專利文獻3中揭示有如下製造方法，其藉由使熱軋時之沃斯田鐵量最佳化，而 對於冷軋退火板，在藉由均勻地使材料變形之拉伸加工而賦予20%之應變後確保優異之起皺性。於專利文獻4中，作為與肥粒鐵相及麻田散鐵相之兩相或麻田散鐵單相之高強度高韌性不鏽鋼鋼板之彎曲加工性相關之技術，揭示有如下技術，其藉由控制MnS系中介物粒子之形態而抑制於彎曲頂點產生破裂，而提高彎曲性。作為與彎曲加工後之皺褶深度相關之技術，於專利文獻5中揭示有如下技術，其對於在熱軋溫度800℃以下、後段3行程之摩擦係數為0.2以下、後段3行程之累積軋縮率為50%以上即低溫、低摩擦係數、後段強壓下進行熱軋所獲得之累積金屬組織未再結晶之加工應變而成的軋壓加工組織熱軋鋼板(無熱軋板退火步驟)，控制板厚表層部之硬度與板厚中心部之硬度之硬度比，藉此減少在曲率半徑2mm之90°彎曲後於彎曲外側產生之皺褶深度。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利第5908936號公報
專利文獻2：日本專利第5307170號公報
專利文獻3：日本專利第3241114號公報
專利文獻4：日本專利第3510787號公報
專利文獻5：日本專利特開2001-181798號公報
關於習知之托架等厚物用途之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，有於衝壓加工後未獲得良好之表面性狀之情況。於如上述之用 途中，利用習知之專利文獻1中揭示之技術難以進行處理，擔心於彎曲加工後無法確保優異之表面性狀。利用專利文獻2中揭示之技術、專利文獻3或專利文獻4中揭示之技術亦難以進行處理，且未研究彎曲加工後之表面性狀之改善。利用專利文獻5中揭示之技術亦無法獲得關於板厚之影響較大之彎曲加工時、屬於再結晶組織之厚物之熱軋退火板之彎曲加工後之表面性狀提高的見解。
本發明欲提供一種彎曲加工後之表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法。
本發明者等人為解決上述課題，關於厚物用途之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之彎曲加工後之表面性狀，進行了成分及製造過程中之組織、板表面(軋壓面)之詳細之研究。其結果發現，對於例如5.0mm以上之厚物之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之熱軋退火板之彎曲加工後的表面性狀提高，極有效的是限定成分及製造方法，減少於板厚方向之多個觀察位置上測定平均結晶粒徑時之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差，且減少板厚方向之晶粒之伸展度(=晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度)之最大值與最小值之差，製成均勻之組織。
本發明者等人進而反覆研究，完成本發明。本發明之主旨如下所述。
[1]一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其具有，以質量%計，含有：C：0.001~0.025%、Si：0.05~0.70%、Mn：0.05~0.50%、P：0.050%以下、S：0.01%以下、Cr：10.0~18.0%、Ni：0.01~1.00%、Al：0.001~0.10%、N：0.001~0.025%、Ti：0.01~ 0.40%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成；且藉由下述測定方法1所測得之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差為50μm以下，藉由下述測定方法2所測得之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差為5.0以下。
(測定方法1)
於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm。
然後，於上述各觀察位置，算出觀察範圍之面積/觀察範圍內所包含之晶粒之個數之平方根((1800×1000/觀察範圍內所包含之晶粒之個數)1/2)，將其設為上述各觀察位置之平均結晶粒徑，求出其最大值與最小值之差。
(測定方法2)
於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm。
然後，於上述各觀察位置，算出晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度，將其設為上述各觀察位置之伸展度，求出其最大值與最小值之差。
此處，上述晶粒之軋壓方向長度為1800μm/軋壓方向之平均晶 界之數，上述軋壓方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在軋壓方向上劃5根1800μm長度之線，橫切上述各線之晶界之數之平均。上述晶粒之板厚方向厚度為1000μm/板厚方向之平均晶界之數，上述板厚方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在板厚方向上劃5根1000μm長度之線，橫切上述各線之晶界之數之平均。
[2]如[1]記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其除上述成分組成以外，進而以質量%計，含有：Cu：0.01~1.00%、Mo：0.01~1.00%、Co：0.01~0.50%之1種或2種以上。
[3]如[1]或[2]記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其除上述成分組成以外，進而以質量%計，含有：選自V：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%、Nb：0.01~0.10%、B：0.0003~0.0030%、Mg：0.0005~0.0030%、Ca：0.0003~0.0030%、Y：0.01~0.20%、REM(稀土類金屬)：0.01~0.10%、Sn：0.001~0.500%及Sb：0.001~0.500%中之1種或2種以上。
[4]一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其係[1]至[3]中任一項記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其具有：熱軋步驟，其係於軋壓結束溫度800~950℃下進行熱軋而獲得熱軋鋼板；及熱軋板退火步驟，其係對於該熱軋步驟後之熱軋鋼板進行熱軋板退火，該熱軋板退火係以升溫速度5~100℃/小時自200℃加熱至700~900℃之溫度範圍之熱軋板退火溫度，且於700~900℃之溫度範圍滯留1~50小時。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板係彎曲加工 後之表面性狀優異。
以下對本發明之實施形態進行說明。再者，本發明並不限定於以下之實施形態。
首先，對於本發明中將肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之成分組成限定於上述範圍之理由進行說明。關於成分組成之「%」表示只要無特別說明，則意指「質量%」者。
C：0.001~0.025%
若過剩地含有C，則C以碳化物之形式且以不均勻之尺寸於鋼中不均勻地存在並析出，阻礙整粒之再結晶粒生長，成為形成伸展粒組織之主要原因，而使彎曲加工後之表面性狀降低。C含量越低越佳，於本發明中，將C含量設為0.025%以下。C含量較佳為0.010%以下。另一方面，過度之C含量減少會使製鋼成本增加，因此將C含量之下限設為0.001%。C含量較佳為0.005%以上。
Si：0.05~0.70%
Si有助於鋼之脫氧，但若Si含量未滿0.05%，則無法獲得該效果。因此，Si含量設為0.05%以上。Si含量較佳為0.15%以上，更佳為0.20%以上。另一方面，若Si含量超過0.70%，則鋼硬質化，對彎曲性產生不良影響。因此，Si含量設為0.70%以下。Si含量較佳為0.60%以下，更佳為0.40%以下。
Mn：0.05~0.50%
Mn有助於組織微細化，且具有獲得均勻之組織之效果，但若Mn含量未滿0.05%，則無法獲得該效果。因此，Mn含量設為0.05%以上。Mn含量較佳為0.15%以上，更佳為0.25%以上。但是，若過剩地含有Mn，則形成大量MnS，對耐蝕性有不良影響，因此Mn含量設為0.50%以下。Mn含量較佳為0.45%以下，更佳為0.40%以下。
P：0.050%以下
若P含量超過0.050%，則於晶界P偏析，或者以FeTiP等形式且以不均勻之尺寸於鋼中不均勻地存在並析出。其結果為，若P之含量變得過剩，則阻礙整粒之再結晶粒生長，成為形成伸展粒組織之主要原因，而使彎曲加工後之表面性狀降低。因此，P含量越低越佳。進而，若P含量變得過剩，則亦對耐蝕性產生不良影響，因此P含量設為0.050%以下。P含量較佳為0.040%以下。P含量越低越好，下限並無特別規定，但過度之P含量減少會使製鋼成本增加，因此較佳為將P含量之下限設為0.01%。
S：0.01%以下
S由於形成MnS中介物，對耐蝕性產生不良影響，故而S之含量越少越佳。因此，於本發明中，將S含量設為0.01%以下。S含量較佳為0.005%以下，更佳為0.004%以下。S含量越低越佳，下限並無特別規定，但過度之S含量減少會使製鋼成本增加，因此較 佳為將S含量之下限設為0.0003%。
Cr：10.0~18.0%
Cr為使耐蝕性提高之元素，為肥粒鐵系不鏽鋼鋼板中不可缺少之元素。此種效果係於Cr含量為10.0%以上時獲得，故而Cr含量設為10.0%以上。Cr含量較佳為10.5%以上。另一方面，若Cr含量超過18.0%，則延伸明顯降低。因此，Cr含量設為18.0%以下。Cr含量較佳為15.0%以下，更佳為13.0%以下。
Ni：0.01~1.00%
Ni係對耐蝕性及韌性之提高有用之元素。該效果係藉由將Ni含量設為0.01%以上而獲得。另一方面，若Ni含量超過1.00%，則對彎曲性產生不良影響。因此，Ni含量設為1.00%以下。Ni含量較佳為0.05%以上，更佳為0.10%以上。又，Ni含量較佳為0.60%以下，更佳為0.40%以下。
Al：0.001~0.10%
Al係作為脫氧劑有用之元素。該效果係藉由使Al含量成為0.001%以上而獲得。但是，若Al含量超過0.10%，則Al以AlN等Al系中介物之形式，於肥粒鐵晶界以不均勻之尺寸於鋼中不均勻地存在並析出。其結果為，Al於含量過剩之情形時，阻礙整粒之再結晶粒生長，成為形成伸展粒組織之主要原因，從而使彎曲加工後之表面性狀降低。因此，將Al含量之上限設為0.10%。Al含量較佳為0.060%以下，更佳為0.040%以下。
N：0.001~0.025%
N由於形成Cr氮化物而成為耐蝕性降低之原因，故而N含量越低越佳。因此，於本發明中，將N含量設為0.025%以下。N含量較佳為0.010%以下。另一方面，N含量之過度減少會使製鋼成本增加，因此將N含量之下限設為0.001%。N含量較佳為0.003%以上。
Ti：0.01~0.40%
Ti為碳氮化物形成元素，固定C、N，抑制由敏化引起之耐蝕性降低。若含有Ti 0.01%以上則發揮上述效果。因此，Ti含量設為0.01%以上。另一方面，若Ti含量超過0.40%，則Ti以碳化物之形式且以不均勻之尺寸於鋼中不均勻地存在並析出，阻礙整粒之再結晶粒生長，成為形成伸展粒組織之主要原因，從而使彎曲加工後之表面性狀降低，因此將Ti含量之上限設為0.40%。Ti含量較佳為0.30%以下。
若C、P、Al及Ti以析出物之形式存在於鋼中並分別過剩地含有，則對板厚方向之晶粒之伸展度之不均產生影響。認為產生伸展度之不均之原因係如下所述。相較於板厚中心部，板厚表層部於熱軋加熱時、熱軋板退火時暴露在高溫下之時間更長，於板厚表層部析出物再溶解，伴隨鋼板溫度之降低而再析出之析出物多於板厚中心部。由於再析出之析出物微細均勻地存在，故而再結晶粒容易變成整粒。另一方面，於板厚中心部，相較於板厚表層部，加熱升溫速度更慢，因此低溫之時間較長，析出物之再溶解較少， 未固溶之析出物粗大且不均勻地局部存在，因此再結晶粒難以變成整粒。因此，於表層，伸展度相對變小，但於板厚中心部，變得難以獲得整粒組織，伸展度變大，其結果為，板厚方向之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差變得大於5.0，而使彎曲加工後之表面性狀降低。
以上為本發明之基本成分之組成，上述基本成分以外之剩餘部分可設為Fe及不可避免之雜質。於本發明中，進而亦可以質量%計含有Cu：0.01~1.00%、Mo：0.01~1.00%、Co：0.01~0.50%之1種或2種以上作為任意成分。
Cu：0.01~1.00%
Cu有使耐蝕性提高之效果。另一方面，若過剩地含有Cu，則使鋼硬質化而對彎曲性產生不良影響。因此，於含有Cu之情形時，將Cu含量設為0.01~1.00%。於含有Cu之情形時，Cu含量較佳為0.10%以上，更佳為0.20%以上。又，於含有Cu之情形時，Cu含量較佳為0.80%以下，更佳為0.50%以下。
Mo：0.01~1.00%
Mo有使耐蝕性提高之效果。另一方面，若過剩地含有Mo，則使鋼硬質化而對彎曲性產生不良影響。因此，於含有Mo之情形時，將Mo含量設為0.01~1.00%。於含有Mo之情形時，Mo含量較佳為0.10%以上，更佳為0.20%以上。又，於含有Mo之情形時，Mo含量較佳為0.80%以下，更佳為0.50%以下。
Co：0.01~0.50%
Co有使耐間隙腐蝕性提高之效果。另一方面，若過剩地含有Co，則使鋼硬質化而對彎曲性產生不良影響。因此，於含有Co之情形時，將Co含量設為0.01~0.50%。於含有Co之情形時，Co含量較佳為0.05%以上。又，於含有Co之情形時，Co含量較佳為0.30%以下，更佳為0.10%以下。
進而，可以質量%計含有選自V：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%、Nb：0.01~0.10%、B：0.0003~0.0030%、Mg：0.0005~0.0030%、Ca：0.0003~0.0030%、Y：0.01~0.20%及REM(稀土類金屬)：0.01~0.10%、Sn：0.001~0.500%及Sb：0.001~0.500%中之1種或2種以上作為任意成分。
V：0.01~0.10%
V係與C及N之親和力較高之元素，於熱軋時以碳化物或者氮化物之形式析出，有減少母相中之固溶C及固溶N、提高加工性之效果。另一方面，若過剩地含有V，則使鋼硬質化而對彎曲性產生不良影響。因此，於含有V之情形時，將V含量設為0.01~0.10%。於含有V之情形時，V含量較佳為0.02%以上。又，於含有V之情形時，V含量較佳為0.05%以下。
Zr：0.01~0.10%
Zr係與C及N之親和力較高之元素，於熱軋時以碳化物或者氮化物之形式析出，有減少母相中之固溶C及固溶N、提高加工性之效果。另一方面，若過剩地含有Zr，則使鋼硬質化而對彎曲性產 生不良影響。因此，於含有Zr之情形時，將Zr含量設為0.01~0.10%。於含有Zr之情形時，Zr含量較佳為0.02%以上。又，於含有Zr之情形時，Zr含量較佳為0.05%以下。
Nb：0.01~0.10%
Nb係與C及N之親和力較高之元素，於熱軋時以碳化物或者氮化物之形式析出，有減少母相中之固溶C及固溶N、提高加工性之效果。另一方面，若過剩地含有Nb，則使鋼硬質化而對彎曲性產生不良影響。因此，於含有Nb之情形時，將Nb含量設為0.01~0.10%。於含有Nb之情形時，Nb含量較佳為0.02%以上。又，於含有Nb之情形時，Nb含量較佳為0.05%以下。
B：0.0003~0.0030%
B係對防止低溫二次加工脆化有效之元素。另一方面，若過剩地含有B，則熱加工性降低。因此，於含有B之情形時，將B含量設為0.0003~0.0030%。於含有B之情形時，B含量較佳為0.0005%以上。又，於含有B之情形時，B含量較佳為0.0020%以下。
Mg：0.0005~0.0030%
Mg於鋼液中與Al一起形成Mg氧化物並作為脫氧劑發揮作用。另一方面，若過剩地含有Mg，則鋼之韌性降低而製造性降低。因此，於含有Mg之情形時，將Mg含量設為0.0005~0.0030%。於含有Mg之情形時，Mg含量較佳為0.0010%以上。又，於含有Mg之情形時，Mg含量較佳為0.0020%以下。
Ca：0.0003~0.0030%
Ca係使熱加工性提高之元素。另一方面，若過剩地含有Ca，則鋼之韌性降低而製造性降低，並且，進而因CaS之析出耐蝕性降低。因此，於含有Ca之情形時，將Ca含量設為0.0003~0.0030%。於含有Ca之情形時，Ca含量較佳為0.0005%以上。又，於含有Ca之情形時，Ca含量較佳為0.0020%以下。
Y：0.01~0.20%
Y係減少鋼液之黏度減少，提高潔淨度之元素。另一方面，若過剩地含有Y，則該效果飽和，進而加工性降低。因此，於含有Y之情形時，將Y含量設為0.01~0.20%。於含有Y之情形時，Y含量較佳為0.03%以上。又，於含有Y之情形時，Y含量較佳為0.10%以下。
REM(稀土類金屬)：0.01~0.10%
REM(稀土類金屬：La、Ce、Nd等原子序57~71之元素)係使耐高溫氧化性提高之元素。另一方面，若過剩地含有REM，則該效果飽和，進而於熱軋時產生表面缺陷，製造性降低。因此，於含有REM之情形時，將REM含量設為0.01~0.10%。於含有REM之情形時，REM含量較佳為0.03%以上。又，於含有REM之情形時，REM含量較佳為0.05%以下。
Sn：0.001~0.500%
Sn係對藉由促進軋壓時之變形帶生成而提高加工性有效。另一方面，若過剩地含有Sn，則該效果飽和，進而加工性降低。因此，於含有Sn之情形時，將Sn含量設為0.001~0.500%。於含有Sn之情形時，Sn含量較佳為0.003%以上。又，於含有Sn之情形時，Sn含量較佳為0.200%以下。
Sb：0.001~0.500%
Sb係對藉由促進軋壓時之變形帶生成而提高加工性有效。另一方面，若過剩地含有Sb，則該效果飽和，進而加工性降低。因此，於含有Sb之情形時，將Sb含量設為0.001~0.500%。於含有Sb之情形時，Sb含量較佳為0.003%以上。又，於含有Sb之情形時，Sb含量較佳為0.200%以下。
又，於上述任意成分之含量未滿下限值之情形時，該成分係作為不可避免之雜質而包含者。
於彎曲加工中，自彎曲中立軸朝向表層側，拉伸應變較大，相較於板厚較薄之材料，板厚較厚之材料於板厚表層側被賦予更大之拉伸應變。又，相較於板厚較薄之材料，板厚較厚之材料之自表層至中心之體積更大，而於彎曲加工時強烈受到板厚方向之組織之影響，因此對於板厚5.0mm以上之厚物之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板的熱軋退火板之彎曲加工後之表面性狀提高，重要的是確保組織之均勻性。
本發明者等人發現，為了提高肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之彎曲加工後之表面性狀，極有效的是限定成分及製造方法，將板厚方向之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差減少至50 μm以下，將板厚方向之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差減少至5.0以下，減少板厚方向之結晶粒徑之不均及結晶粒徑之形狀之不均，製成於板厚方向均勻之組織。
平均結晶粒徑之最大值與最小值之差
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板係藉由下述測定方法1所測得之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差為50μm以下。若上述差超過50μm，則於彎曲加工後無法獲得良好之表面性狀。下限並無特別限定，上述差亦可為0μm。
(測定方法1)
於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm。
然後，於上述各觀察位置，算出觀察範圍之面積/觀察範圍內所包含之晶粒之個數之平方根((1800×1000/觀察範圍內所包含之晶粒之個數)1/2)，將其設為上述各觀察位置之平均結晶粒徑，求出其最大值與最小值之差。
晶粒之伸展度之最大值與最小值之差
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板係藉由下述測定方法2所測得之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差為5.0以下。若上述差超過5.0，則無法獲得良好之表面性狀。下限並無特別限定，上 述差亦可為0。
(測定方法2)
於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm。
然後，於上述各觀察位置，算出晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度，將其設為上述各觀察位置之伸展度(伸展度=晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度)，求出其最大值與最小值之差。
此處，上述晶粒之軋壓方向長度為1800μm/軋壓方向之平均晶界之數(晶粒之軋壓方向長度=1800μm/軋壓方向之平均晶界之數)，上述軋壓方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在軋壓方向上劃5根1800μm長度之線，橫切上述各線之晶界之數之平均。又，上述晶粒之板厚方向厚度為1000μm/板厚方向之平均晶界之數(晶粒之板厚方向厚度=1000μm/板厚方向之平均晶界之數)，上述板厚方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在板厚方向上劃5根1000μm長度之線，橫切上述5根線各線之晶界之數之平均。
再者，於測定方法1、測定方法2中，包含表面之表層之觀察位置上之觀察範圍(測定範圍)係軋壓方向1800μm×於板厚方向(背面方向)上距表面1000μm之範圍，包含背面之表層之觀察位置上之觀察範圍為軋壓方向1800μm×於板厚方向(表面方向)上距背面1000μm之範圍，其他觀察位置上之觀察範圍係軋壓方向 1800μm×以板厚各面之觀察位置為中央之板厚方向1000μm之範圍。又，各觀察位置上之觀察範圍之一部分區域亦可包含於其他觀察位置之觀察範圍內。
又，於測定方法1中，觀察範圍內所包含之晶粒之個數係人工數出完全包含於觀察範圍內之晶粒之個數(n1)、與一部分包含於觀察範圍內之晶粒之個數(n2)，以n1+(1/2)×n2算出。
又，於測定方法2中，在每個觀察位置於觀察範圍內在軋壓方向上劃5根1800μm長度之線時，以藉由上述各線將觀察範圍於板厚方向上分成6等分之方式進行劃線，又，在每個觀察位置於觀察範圍內在板厚方向上劃5根1000μm長度之線時，以藉由上述各線將觀察範圍於軋壓方向上分成6等分之方式進行劃線。
板厚：5.0mm以上
本發明係改善厚物用途之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之彎曲加工後之表面性狀之發明。所謂「厚物」，係板厚為5.0mm以上，尤其是於板厚為7.0mm以上之情形時效果明顯。板厚之上限並無特別限定，作為一例為20.0mm以下。
繼而，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法進行說明。
首先，利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知之方法使上述成分組成之鋼熔化，進而利用真空吹氧脫碳(VOD，Vacuum Oxygen Decarburization)法或者氬氧脫碳法(AOD，Argon Oxygen Decarburization)等進行二次精煉。其後，藉由連續鑄造法或者造塊-分塊法製成鋼素材(鋼坯)。對該鋼坯於1050~1150℃下進行加熱1 ~24小時，或者將高溫之鋼坯直接供給至熱軋步驟。於熱軋步驟中，於軋壓結束溫度800~950℃之條件下，以成為板厚5.0mm以上之方式進行熱軋。將如此製成之熱軋鋼板供給至進行熱軋板退火之熱軋板退火步驟，該熱軋板退火係以升溫速度5~100℃/小時自200℃加熱至700~900℃之溫度範圍之熱軋板退火溫度，且於700~900℃之溫度範圍滯留1~50小時。於熱軋板退火步驟後，進行酸洗、表面研削，亦可進行去除鏽垢之脫鏽垢處理。對於去除了鏽垢之熱軋退火板亦可進行調質軋製軋壓。
為了於熱軋板退火後獲得既定之不均較少之結晶粒徑及晶粒之伸展度，必須藉由適當地控制軋壓結束溫度、熱軋板退火時之升溫速度、退火溫度及滯留時間，而一面極力地抑制於軋壓中局部產生之不均勻之回復、再結晶，一面有效地對整個鋼板均勻地賦予軋壓應變，且整個鋼板均勻地無溫度不均地進行加熱。
軋壓結束溫度：800~950℃
為了於熱軋板退火後獲得既定之結晶粒徑且晶粒之伸展度不均較少之組織，必須藉由適當地控制軋壓結束溫度，而一面防止由熱軋所賦予之軋壓應變因回復而被消除，一面尤其是自板厚表層部至板厚中心有效且均勻地賦予軋壓應變，從而將充分之再結晶點均勻地導入至整個鋼板。
若軋壓結束溫度超過950℃，則伴隨軋壓時之變形阻力降低，變得容易於表層導入由軋壓時之剪切變形產生之剪切應變，而變得難以於板厚方向上均勻地賦予應變。又，產生藉由軋壓所賦予之應變之急速回復或一部分再結晶，自板厚表層部至板厚中 心未有效且均勻地賦予軋壓應變，下個步驟之熱軋板退火後之再結晶點不足，或於熱軋板退火中應變之回復及於再結晶之時點產生不均，因此於熱軋板退火後成為不均勻之混粒組織，無法獲得既定之結晶粒徑且晶粒之伸展度不均較少之組織。軋壓結束溫度越低越佳，藉由降低軋壓結束溫度，變形阻力變高，變得不易產生表層之剪切變形，可於板厚方向上均勻地累積應變，於下個步驟之熱軋板退火後可獲得均勻之再結晶組織。然而，若使軋壓結束溫度過度地低溫化至未滿800℃，則伴隨鋼板溫度之降低，軋壓負重明顯上升，因此製造上欠佳，有產生鋼板表面之表面粗糙而表面品質降低之情況。因此，為了確保自板厚表層部至板厚中心之整體組織之均勻性，軋壓結束溫度係設為800~950℃之範圍。較佳係軋壓結束溫度設為825~925℃之範圍。更佳係軋壓結束溫度設為850~900℃之範圍。
升溫速度：5~100℃/小時
於本發明中，於上述熱軋步驟結束後，對經冷卻之熱軋鋼板進行熱軋板退火。於本發明中，於熱軋步驟中，自板厚表層部至板厚中心有效且均勻地賦予軋壓應變，使再結晶點增加，藉此促進於熱軋板退火時之結晶粒徑及晶粒之伸展度不均較少之均勻組織化。為了獲得該效果，於熱軋板退火步驟中，加熱開始後，必須將自200℃至700~900℃之溫度範圍之熱軋板退火溫度(均熱溫度)為止之升溫速度設為5~100℃/小時之範圍。若至上述熱軋板退火溫度為止之升溫速度超過100℃/小時，則板厚表層部與板厚中心部之溫度不均變大，於板厚方向上再結晶行為不同，於板厚表層再結晶充分 進行，成為微細整粒組織，但於板厚中心部熱輸入不足而再結晶不充分，因此成為部分回復或再結晶之粗大之伸展粒組織，而無法獲得於板厚方向上均勻之既定之組織。另一方面，於至上述熱軋板退火溫度為止之升溫速度慢於5℃/小時之情形時，充分再結晶，變得無伸展粒，形狀之均勻化成為可能。然而，伴隨於熱軋步驟中所析出之碳氮化物之一部分再固溶、釘紮部位消失，再結晶粒之一部分明顯粗大化，於熱軋板退火後成為不均勻之混粒組織，而無法使整個鋼板成為具有均勻微細之結晶粒徑之組織。又，由於生產性降低，故而上述升溫速度之下限設為5℃/小時。較佳係上述升溫速度為10~50℃/小時之範圍。再者，於本發明中，未滿200℃之區域中之升溫速度亦可為5~100℃/小時之範圍外。其原因在於：於未滿200℃之區域，升溫速度對組織產生之影響較小。
於700~900℃之溫度範圍內滯留1~50小時
於本發明中，於熱軋板退火步驟中，使於熱軋步驟中所形成之軋壓加工組織再結晶。於本發明中，於熱軋步驟中，自板厚表層部至板厚中心有效且均勻地賦予軋壓應變，使再結晶點增加，藉此促進於熱軋板退火時之結晶粒徑及晶粒之伸展度不均較少之均勻組織化。為了獲得該效果，必須使熱軋鋼板滯留於700~900℃之溫度範圍。於滯留溫度未滿700℃時，再結晶變得不充分，於板厚表層側成為部分回復或再結晶之微細之整粒組織，但於板厚中心部成為再結晶不充分之伸展粒組織，無法獲得於結晶粒徑及晶粒之伸展度不均較少之均勻組織。另一方面，若滯留溫度超過900℃，則充分再結晶，變得無伸展粒，形狀之均勻化成為可能。另一方面，伴隨 於熱軋步驟中所析出之碳氮化物之一部分再固溶、釘紮部位消失，再結晶粒之一部分明顯粗大化，於熱軋板退火後成為不均勻之混粒組織，無法使整個鋼板成為具有均勻微細之結晶粒徑之組織。因此，為了確保自板厚表層部至板厚中心之整體組織之均勻性，熱軋鋼板之滯留溫度係設為700~900℃之範圍。較佳係滯留溫度為750~850℃之範圍。
又，為了確保自板厚表層部至板厚中心之整體組織之均勻性，除熱軋鋼板之滯留溫度範圍以外，滯留之時間亦重要，為了獲得均勻組織，必須將熱軋板退火時之既定之滯留溫度範圍內之滯留時間設為1~50小時。若上述滯留時間短於1小時，則板厚表層部與板厚中心部之溫度不均變大，於板厚方向再結晶行為不同，於板厚表層再結晶充分進行，成為微細整粒組織，但於板厚中心部，熱輸入不足，再結晶不充分，因此成為部分回復或再結晶之粗大之伸展粒組織，無法獲得於板厚方向上均勻之既定之組織。另一方面，若上述滯留時間超過50小時，則充分再結晶，變得無伸展粒，形狀之均勻化成為可能。另一方面，伴隨於熱軋步驟中所析出之碳氮化物之一部分再固溶、釘紮部位消失，再結晶粒之一部分明顯粗大化，於熱軋板退火後成為不均勻之混粒組織，無法獲得整個鋼板具有均勻微細之結晶粒徑之組織。較佳係上述滯留時間為5~30小時之範圍。再者，均熱前之升溫中、均熱後之冷卻中，處於700~900℃之溫度範圍內之時間均包含於該滯留時間內。即，於熱軋板退火溫度為700~900℃之溫度範圍之情形時，700~900℃之溫度範圍之滯留時間包含700℃~熱軋板退火溫度為止之升溫中之時間、熱軋板退火溫度下之保持時間(均熱時間)、及自熱軋板退火溫 度至700℃之降溫中之時間。又，熱軋板退火後之未滿700℃之冷卻階段之冷卻速度並無限制。
熱軋及熱軋板退火時之溫度係使用藉由放射率0.8之放射溫度計，以非接觸所測得之鋼板表面溫度。
對於所獲得之熱軋退火鋼板，亦可視需要進行利用噴珠或酸洗之脫鏽垢處理。進而，為了提高表面性狀，亦可實施研削或研磨等。又，本發明所提供之熱軋退火鋼板亦可其後進行冷軋及冷軋板退火。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板適合實施彎曲加工之用途。鋼板之板厚為5.0mm以上。又，鋼板之板厚並無特別限定，例如可設為20.0mm以下，可設為15.0mm以下。
[實施例1]
以下，基於實施例具體地說明本發明。本發明之技術範圍並不限定於以下之實施例。
利用小型真空熔解爐使成為表1所示之成分組成(剩餘部分為Fe及不可避免之雜質)之鋼熔化，製成50kg之鋼塊。對該等鋼塊，於表2所示之條件下進行熱軋(熱軋步驟)。熱軋時之鋼塊加熱溫度為1100℃，加熱保持時間設為30分鐘。繼而，對於該等熱軋鋼板，於表2所示之條件下實施熱軋板退火(熱軋板退火步驟)。
自以上述方式獲得之各熱軋退火鋼板採取試片，對組織及彎曲加工後之表面性狀進行評價。
(1)組織評價
以軋壓方向成為長邊之方式採取板厚×10mm×15mm之試片，藉由王水蝕刻使晶界現出，實施與軋壓方向平行之L截面觀察。板厚方向之觀察位置係如下9處，即包含軋壓面之表面表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含軋壓面之背面表層。測定平均結晶粒徑及晶粒之伸展度之觀察範圍係軋壓方向1800μm、板厚方向1000μm之面積範圍。平均結晶粒徑係以觀察範圍之面積/觀察範圍內所包含之晶粒之個數之平方根，即平均結晶粒徑=(1800×1000/觀察範圍內包含之晶粒之個數)1/2之形式算出，求出各觀察位置之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差。晶粒之伸展度係於觀察範圍內，於軋壓方向上以將觀察範圍於板厚方向上分成6等分之方式劃5根1800μm之線，於板厚方向上以將觀察範圍於軋壓方向上分成6等分之方式劃5根1000μm之線，將橫切於軋壓方向上所劃之上述5根各線之晶界之數的平均設為軋壓方向之平均晶界之數，將橫切於板厚方向上所劃之上述5根各線之晶界之數的平均設為板厚方向之平均晶界之數，求出晶粒之軋壓方向長度(1800μm/軋壓方向之平均晶界之數)與晶粒之板厚方向厚度(1000μm/板厚方向之平均晶界之數)，算出伸展度(晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度)，求出各觀察位置之伸展度之最大值與最小值之差。
(2)彎曲加工後之表面性狀評價
彎曲試驗係依據JIS2248：2006金屬材料彎曲試驗方法，利用擠壓彎曲法進行。試片尺寸為板厚×40mm×200mm，軋壓直角方向 (C方向)為試片長邊。彎曲半徑為20mm，彎曲角度為120°。表面性狀係依據JIS B 0601-2001，使用KEYENCE製造之One-Shot 3D測定顯微鏡VR-3100，測定彎曲稜線直角方向之粗度曲線，求出最大高度Rz。測定長度為2.0cm，測定位置係以彎曲頂點為中心±1.0cm。將彎曲稜線直角方向之粗度曲線之最大高度Rz為100μm以下之情形判定為彎曲加工後之表面性狀性良好「○」。將最大高度Rz超過100μm之情形判定為彎曲加工後之表面性狀性不良「×」。將結果示於表2「彎曲加工後之表面性狀」欄。
如表2所示，本發明之鋼均具有優異之彎曲加工後之表面性狀。相對於此，本發明範圍外之比較鋼之彎曲加工後之表面性狀較差。

Claims (4)

  1. 一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其具有，以質量%計，含有：C：0.001~0.025%、Si：0.05~0.70%、Mn：0.05~0.50%、P：0.050%以下、S：0.01%以下、Cr：10.0~18.0%、Ni：0.01~1.00%、Al：0.001~0.10%、N：0.001~0.025%、Ti：0.01~0.40%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成；且藉由下述測定方法1所測得之平均結晶粒徑之最大值與最小值之差為50μm以下；藉由下述測定方法2所測得之晶粒之伸展度之最大值與最小值之差為5.0以下，板厚為5.0mm以上；(測定方法1)於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm；然後，於上述各觀察位置，算出觀察範圍之面積/觀察範圍內所包含之晶粒之個數之平方根((1800×1000/觀察範圍內所包含之晶粒之個數)1/2)，將其設為上述各觀察位置之平均結晶粒徑，求出其最大值與最小值之差；(測定方法2)於包含表面之表層、板厚1/8面之位置、板厚2/8面之位置、板厚3/8面之位置、板厚4/8面之位置、板厚5/8面之位置、板厚6/8面之位置、板厚7/8面之位置、包含背面之表層之9個觀察位置上，將沿著軋壓方向之板厚截面設為觀察面，將觀察範圍設為軋壓方向1800μm×板厚方向1000μm；然後，於上述各觀察位置，算出晶粒之軋壓方向長度/晶粒之板厚方向厚度，將其設為上述各觀察位置之伸展度，求出其最大值與最小值之差；此處，上述晶粒之軋壓方向長度為1800μm/軋壓方向之平均晶界之數，上述軋壓方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在軋壓方向上劃5根1800μm長度之線，橫切上述各線之晶界之數之平均；上述晶粒之板厚方向厚度為1000μm/板厚方向之平均晶界之數，上述板厚方向之平均晶界之數係設為於上述每個觀察位置，於觀察範圍內在板厚方向上劃5根1000μm長度之線，橫切上述各線之晶界之數之平均。
  2. 如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其除上述成分組成以外，進而以質量%計，含有：Cu：0.01~1.00%、Mo：0.01~1.00%、Co：0.01~0.50%之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其除上述成分組成以外，進而以質量%計，含有：選自V：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%、Nb：0.01~0.10%、B：0.0003~0.0030%、Mg：0.0005~0.0030%、Ca：0.0003~0.0030%、Y：0.01~0.20%、REM(稀土類金屬)：0.01~0.10%、Sn：0.001~0.500%及Sb：0.001~0.500%中之1種或2種以上。
  4. 一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其係請求項1至3中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其具有：熱軋步驟，其係於軋壓結束溫度800~950℃下進行熱軋而獲得熱軋鋼板；及熱軋板退火步驟，其係對於該熱軋步驟後之熱軋鋼板進行熱軋板退火，該熱軋板退火係以升溫速度5~100℃/小時自200℃加熱至700~900℃之溫度範圍之熱軋板退火溫度，且於700~900℃之溫度範圍內滯留1~50小時。
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