TWI685574B - 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
本發明提供一種具有充分之耐蝕性並且能夠抑制衝孔加工成厚壁凸緣(flange)時之破裂的肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板具有以質量%計，含有：C：0.001~0.020%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.100%、Cr：10.0~19.0%、Ni：0.65~1.50%、Ti：0.10~0.40%、N：0.001~0.020%且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，且低限應力強度因數KIC為35MPa．m1/2以上。
Description
本發明係關於一種適宜應用於凸緣等之加工性優異之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法。
近年來，關於汽車之排放氣體之法律規範不斷強化，燃油效率之提昇成為當務之急。因此，將自汽車引擎產生之排放氣體再次用作引擎之進氣的排放氣體再循環(Exhaust Gas Recirculation，EGR)系統之應用正不斷發展。自引擎產生之排放氣體通過用以降低氣體溫度之EGR冷卻器後被再次供給至引擎。使排放氣體循環時，各排氣系統零件經由凸緣而緊固以防氣體洩漏。應用於此種排氣系統零件之凸緣必須具有充分之剛性。因此，對此種排氣系統零件應用厚壁(例如，板厚為5mm以上)之凸緣。
習知，厚壁凸緣一直使用普通鋼。然而，對應用於如EGR系統之使高溫之排放氣體通過之零件的凸緣要求充分之耐蝕性。因此，研究了與普通鋼相比耐蝕性優異之不鏽鋼、尤其是熱膨脹率相對較小而不易產生熱應力之肥粒鐵系不鏽鋼之應用，強烈要求能夠應用於厚壁凸緣之板厚較大(例如，板厚為5mm以上)之肥粒鐵系不鏽鋼板。
針對此種市場需求，例如於專利文獻1中揭示有一種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼板，其以質量%計，含有：C：0.015%以下、 Si：0.01~0.4%、Mn：0.01~0.8%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：14.0~未滿18.0%、Ni：0.05~1%、Nb：0.3~0.6%、Ti：0.05%以下、N：0.020%以下、Al：0.10%以下、B：0.0002~0.0020%且剩餘部分為Fe及不可避免之雜質，Nb、C及N之含量滿足Nb/(C+N)≧16，0℃下之夏比衝擊值為10J/cm2以上，板厚為5.0~9.0mm。
專利文獻1：國際公開第2014/157576號
然而，本發明人等嘗試了使用專利文獻1中記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼板加工成具有去毛刺加工部之厚壁凸緣形狀，結果發現到，儘管上述鋼板具有充分之夏比衝擊值，但仍存在於去毛刺(burring)加工部尤其是板厚中央部產生破裂而無法獲得既定凸緣形狀之情況，對應用於厚壁凸緣而言不充分。
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並且能夠抑制衝孔加工成厚壁凸緣時之破裂的肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法。
本發明人等為了解決上述課題而進行了詳細研究，結果發現，為了不產生破裂並加工成具有去毛刺加工部之厚壁凸緣，只要增大鋼板之低限應力強度因數KIC即可。具體而言，發現藉由 將低限應力強度因數KIC設為35MPa．m1/2以上，能夠有效地抑制加工成具有去毛刺加工部之厚壁凸緣時於去毛刺加工部產生破裂，而能夠充分地實際應用於具有去毛刺加工部之厚壁凸緣。
而且，發現：藉由以適當溫度對如下熱軋鋼板進行熱軋板退火，低限應力強度因數KIC提昇，該熱軋鋼板係針對適當成分之肥粒鐵系不鏽鋼，適當控制尤其是包含3道以上之多道之精熱軋中之最終3道之累積軋縮率(=100-(最終板厚/最終3道之軋壓開始前之板厚)×100[%])而獲得。本發明係基於以上之見解而成者，主旨如下。
[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：0.001~0.020%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.100%、Cr：10.0~19.0%、Ni：0.65~1.50%、Ti：0.10~0.40%、N：0.001~0.020%且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，低限應力強度因數KIC為35MPa．m1/2以上。
[2]如[1]中記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其中上述成分組成以質量%計進而含有選自Cu：0.01~1.00%、Mo：0.01~2.00%、W：0.01~0.20%、Co：0.01~0.20%中之1種或2種以上。
[3]如[1]或[2]中記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其中上述成分組成以質量%計，進而含有：選自V：0.01~0.20%、Nb：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.20%、REM：0.001~0.100%、B：0.0002~0.0025%、Mg：0.0005~0.0030%、Ca：0.0003~0.0030%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，其係如[1]至[3]中任一項中記載之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法，其具有進行3道以上之精軋之熱軋步驟；及對藉由該熱軋步驟所獲得之熱軋鋼板以600℃~1100℃進行熱軋板退火之熱軋板退火步驟，於上述熱軋步驟中，針對精軋之最終3道，將溫度設為800~1100℃且將上述最終3道之累積軋縮率設為25%以上。
此處，低限應力強度因數KIC係指藉由以疲勞預裂成為軋壓直角方向、應力軸成為軋壓平行方向之方式自板寬中央部採取依據ASTM E399之CT試片，並依據ASTM E399進行試驗而獲得之應力強度因數。
根據本發明，可獲得具有充分之耐蝕性並且能夠抑制衝孔加工成厚壁凸緣時之破裂的韌性優異之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板。
再者，本發明中之充分之耐蝕性係指針對利用#600砂紙對表面進行研磨整飾後將端面部密封而成之鋼板，將JIS H 8502中規定之鹽水噴霧循環試驗(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%))作為1個循環之試驗)進行5個循環之情況時，鋼板表面之生鏽面積率(=生鏽面積/鋼板總面積×100[%])為25%以下。
又，所謂能夠抑制衝孔加工成厚壁凸緣時之破裂的優異韌性，係指藉由以疲勞預裂成為軋壓直角方向、應力軸成為軋壓平行方向之方式自板寬中央部採取依據ASTM E399之CT試片， 並依據ASTM E399進行試驗而獲得之低限應力強度因數KIC為35MPa．m1/2以上。
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。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板具有以質量%計，含有：C：0.001~0.020%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.100%、Cr：10.0~19.0%、Ni：0.65~1.50%、Ti：0.10~0.40%、N：0.001~0.020%且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，低限應力強度因數KIC為35MPa．m1/2以上。
低限應力強度因數KIC係指藉由以疲勞預裂成為軋壓直角方向、應力軸成為軋壓平行方向之方式自板寬中央部採取依據ASTM E399之CT試片，並依據ASTM E399進行試驗而獲得之應力強度因數。
以下，對本發明進行詳細說明。
本發明人等對使用板厚5.0mm之各種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板成形為如下凸緣時產生破裂之原因進行了詳細研究，該凸緣具有將30mm 
之凸緣孔部自胚料之鋼板表面上拉10mm之去毛刺加工部。其結果，查明於產生破裂之上述鋼板中，衝孔端面之板厚中央部附近產生之微小龜裂於去毛刺加工中顯著擴展而產生破裂。
本發明人等對該微小龜裂之顯著擴展與材料特性之 關係進行了詳細研究。其結果，查明微小龜裂之擴展具有鋼板之低限應力強度因數越小則越容易產生之傾向。因此，嘗試了使用各種肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板(板厚5.0mm)成形為該凸緣，結果發現因微小龜裂之擴展引起之破裂於藉由既定測定方法所得之低限應力強度因數低於35MPa．m1/2之鋼板中尤其容易產生。
進而，本發明人等為了使於成形為該凸緣時產生破裂之鋼板之低限應力強度因數較小之原因更明確，而對上述鋼板之破裂部進行了詳細調查。其結果，查明於產生破裂之鋼板中，衝孔端面之板厚中央部附近產生之龜裂於板厚中央部附近之晶界中顯著擴展。
而且，藉由SEM/EBSD法[掃描式電子顯微鏡(SEM，scanning electron microscope)/電子反向散射繞射(EBSD，Electron Backscatter Diffraction)法]對上述鋼板之組織進行調查、分析，結果查明龜裂顯著擴展之部位之結晶粒雖為各自獨立之結晶粒，但形成了與相鄰之結晶粒具有大致相同之結晶方位之所謂聚落(colony，具有類似結晶方位之結晶粒群)。一般而言，結晶粒具有與相鄰之結晶粒不同之結晶方位，當龜裂於晶界上擴展時，方位不同之晶界發揮作為龜裂擴展之障礙功能。然而，於聚落中相鄰之結晶粒之結晶方位大致相等，因此由聚落內之各結晶粒間之晶界產生之龜裂擴展之抑制效果變小。藉此查明，於形成有聚落之鋼板中，低限應力強度因數下降，而於成形為該凸緣時產生破裂。
因此，本發明人等對提昇肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板中之低限應力強度因數之方法進行了努力研究。其結果，發現藉由以600℃~1100℃對如下熱軋鋼板進行熱軋板退火，可有效地破 壞聚落，而獲得35MPa．m1/2以上之低限應力強度因數KIC，該熱軋鋼板係在包含多道之精軋之最終3道之溫度為800~1100℃且最終3道之累積軋縮率(=100-(最終板厚/最終3道之軋壓開始前之板厚)×100[%])為25%以上之條件下對適當成分之肥粒鐵系不鏽鋼進行熱軋而獲得。
再者，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之板厚並無特別限定，較理想為能夠應用於厚壁凸緣之板厚。關於下限，板厚較佳為5.0mm以上。更佳為9.0mm以上。關於上限，較佳為15.0mm以下。更佳為10.0mm以下。
以下，對藉由上述方法促進聚落之破壞之理由進行說明。
於肥粒鐵系不鏽鋼之熱軋前之鋼坯之板厚中央部，粗大且延展之聚落(具有類似結晶方位之結晶粒群)沿鑄造方向相連分佈。另一方面，於對鋼板進行軋壓之情況時，鋼板自表層部發生變形而伸長。因此，於軋縮率較小之情況時，板厚中央部之變形量變小，於板厚中央部幾乎未導入軋壓應變。其結果，於利用習知技術之熱軋中，於鋼板之板厚中央部之延展粒未充分導入軋壓應變，而其後之熱軋板退火中之再結晶位置不足，於熱軋板退火時，雖於板厚中央附近產生再結晶，但聚落未被分離而容易殘留，而無法獲得本發明所需之35MPa．m1/2以上之低限應力強度因數KIC。
進而，肥粒鐵系不鏽鋼於熱軋中幾乎不產生動態再結晶，具有容易產生因軋壓引起之加工應變恢復的傾向。因此，於利用習知技術之熱軋中，產生藉由軋壓導入之加工應變之過度恢復，而無法有效地維持加工應變直至熱軋後。其結果，再結晶位置變得 不充分，於後續步驟之熱軋板退火中，聚落未被有效地破壞，從而無法獲得既定之低限應力強度因數KIC。
因此，本發明人等針對有效減少於熱軋板退火後殘留之聚落之方法，自鋼成分及熱軋方法之兩方面進行了努力研究。其結果，發現有效的是：將鋼成分、尤其是Cr及Ni之含量控制於適當之範圍而於熱軋步驟中生成既定量之沃斯田鐵相，並且將熱軋步驟中之精熱軋之最終3道管理於適當之溫度範圍，在此基礎上，以較大之累積軋縮率進行軋壓。
藉此，能夠藉由沃斯田鐵相之生成破壞鑄造時所形成之聚落，並且於熱軋中抑制軋壓加工應變之恢復且將軋壓加工應變充分且有效地導入至板厚之中央部。藉此，能夠獲得於熱軋後殘留之形成於鑄造時之聚落較習知技術格外少，且使成為後續步驟之熱軋板退火中之再結晶位置之軋壓加工應變充分殘留的熱軋板組織。其結果，於後續步驟之熱軋板退火中，聚落被更有效地消除，而獲得優異之低限應力強度因數。
具體而言，提案出：針對為了於熱軋前之加熱時生成沃斯田鐵相而將Cr含量調整為10.0~19.0%之範圍且將Ni含量調整為0.65~1.50%之範圍之鋼，以包含3道以上之精熱軋之最終3道之溫度成為800~1100℃且最終3道之累積軋縮率(=100-(最終板厚/最終3道之軋壓開始前之板厚)×100[%])成為25%以上之方式進行適當控制而進行熱軋。
又，本發明人等亦對後續步驟之熱軋板退火之較佳之條件進行了努力研究。熱軋板退火係使藉由熱軋形成之加工組織再結晶之步驟。因此，必須以產生充分之再結晶之溫度進行退火。然 而，於以過度之高溫進行熱軋板退火之情況時，雖產生再結晶，但產生再結晶粒之顯著粗大化。該顯著粗大之再結晶粒雖為獨立之單一結晶粒，但晶界長度顯著變長。因此，發現由方位不同之晶界產生之龜裂擴展之抑制效果與存在聚落之情況同樣地下降，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
因此，本發明人等對再結晶粒之粒徑與退火溫度之關係進行了詳細調查。其結果，發現藉由將熱軋板退火溫度控制為1100℃以下，而可抑制粗大之再結晶粒之生成，藉此可獲得良好之低限應力強度因數。
其次，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之成分組成進行說明。
以下，只要未特別說明，成分之含量之單位的「%」係指「質量%」。
C：0.001~0.020%
若含有C超過0.020%，則加工性之下降及焊接部之耐蝕性下降變得顯著。就耐蝕性及加工性之觀點而言，C含量越少則越佳，但為了使C含量未滿0.001%，需要於精煉上耗費時間，而於製造上欠佳。因此，C含量係設為0.001~0.020%之範圍。關於下限，較佳為C含量為0.003%以上，更佳為0.004%以上。關於上限，較佳為0.015%以下，進而較佳為0.012%以下。
Si：0.05~1.00%
Si係具有濃縮為焊接時所形成之氧化皮膜而提昇焊接部之耐 蝕性的效果，並且作為製鋼步驟中之脫氧元素亦有用之元素。該等效果係藉由含有0.05%以上之Si而獲得，含量越多，則該等效果越大。然而，若含有Si超過1.00%，則分別產生熱軋步驟中之軋壓負重之增大及顯著之鏽皮生成、以及退火步驟中之因鋼板表層形成Si濃化層而引起之酸洗性下降，導致表面缺陷增加或製造成本上升，故而欠佳。因此，Si含量係設為0.05~1.00%。關於下限，較佳為0.15%以上，更佳為0.20%以上。關於上限，較佳為0.60%以下，進而較佳為0.40%以下。
Mn：0.05~1.00%
Mn具有提高鋼之強度之效果，又，亦具有作為脫氧劑之作用。為了獲得該等效果，必須含有0.05%以上之Mn。然而，若Mn含量超過1.00%，則會促進成為腐蝕起點之MnS之析出，而使耐蝕性下降。因此，Mn含量係設為0.05~1.00%。關於下限，較佳為0.10%以上，更佳為0.20%以上。關於上限，較佳為0.60%以下，進而較佳為0.40%以下。
P：0.04%以下
P係鋼中不可避免地會含有之元素，由於是對耐蝕性及加工性有害之元素，因此較佳為儘可能減少。尤其是，若P含量超過0.04%，則會因固溶強化使加工性顯著下降。因此，P含量係設為0.04%以下。較佳為P含量為0.03%以下。再者，過度減少P含量需要過大之製造成本，因此若考慮製造成本，則P含量較佳為0.01%以上。
S：0.01%以下
S與P同樣地亦為鋼中不可避免地會含有之元素，由於是對耐蝕性及加工性有害之元素，因此較佳為儘可能減少。尤其是，若S含量超過0.01%，則耐蝕性顯著下降。因此，S含量係設為0.01%以下。較佳為S含量為0.008%以下。更佳為S含量為0.003%以下。再者，過度減少S含量需要過大之製造成本，因此若考慮製造成本，則S含量較佳為0.001%以上。
Al：0.001~0.100%
Al係有效之脫氧劑。進而，Al與氮之親和力強於Cr，因此於在焊接部中侵入有氮之情況時，具有使氮以Al氮化物之形式而非Cr氮化物之形式析出而抑制敏化之效果。該等效果係藉由含有0.001%以上之Al而獲得。然而，若含有Al超過0.100%，則焊接時之熔深性下降而焊接作業性下降，故而欠佳。因此，Al含量係設為0.001~0.100%之範圍。關於下限，較佳為0.010%以上，更佳為0.020%以上。關於上限，較佳為0.080%以下，進而較佳為0.060%以下。
Cr：10.0~19.0%
Cr係對確保不鏽鋼之耐蝕性而言最重要之元素。若其含量未滿10.0%，則於汽車排放氣體環境下無法獲得充分之耐蝕性。另一方面，若含有Cr超過19.0%，則即便含有既定量之Ni，亦不會於熱軋步驟中之加熱時生成既定量之沃斯田鐵相，故而無法獲得充分之 聚落破壞效果，而無法獲得既定之低限應力強度因數。因此，Cr含量係設為10.0~19.0%之範圍。關於下限，較佳為10.5%以上，更佳為11.0%以上。關於上限，係較佳為16.5%以下、更佳為12.5%以下、進而較佳為11.5%以下之範圍。
Ni：0.65~1.50%
Ni係沃斯田鐵生成元素，具有使於熱軋步驟中之軋壓加工前之加熱時生成之沃斯田鐵量增加之效果。於本發明中，藉由將Cr及Ni之含量控制為既定量，而於熱軋步驟中之加熱時生成沃斯田鐵相。藉由該沃斯田鐵相之生成，鑄造時所形成之肥粒鐵相之聚落被破壞。又，於熱軋前之加熱溫度下，金屬組織成為肥粒鐵相+沃斯田鐵相之二相組織。於金屬組織成為肥粒鐵相+沃斯田鐵相之二相組織之情況時，於加熱前存在之肥粒鐵相與於加熱時生成之沃斯田鐵相之異相界面發揮作為結晶粒生長之障礙之功能，因此熱軋加工前之金屬組織微細化。其結果，熱軋後及後續步驟之熱軋板退火後之金屬組織微細化，而能夠表現出更優異之韌性改善效果。再者，根據鋼成分，存在於熱軋前之加熱溫度下金屬組織成為沃斯田鐵單相之情況，但於加熱溫度下之金屬組織成為沃斯田鐵單相組織之情況時，亦與上述同樣地獲得藉由沃斯田鐵相之生成產生之聚落破壞效果，並且沃斯田鐵相於熱軋前之鋼坯加熱溫度區域不易產生結晶粒之粗大化，因此熱軋前之金屬組織較基於習知技術之肥粒鐵系不鏽鋼變得微細，與上述同樣地獲得藉由結晶粒之微細化產生之韌性改善效果。該等效果係藉由含有0.65%以上之Ni而獲得。於Ni含量為0.65%以上之情況時，能夠藉由該等效果獲得35MPa．m1/2以上 之低限應力強度因數。另一方面，若Ni含量超過1.50%，則低限應力強度因數之改善效果飽和並且加工性下降。進而容易產生應力腐蝕破裂。因此，Ni含量係設為0.65~1.50%。關於下限，較佳為0.70%以上，更佳為0.75%以上。關於上限，較佳為1.00%以下，進而較佳為Ni含量為0.90%以下。
Ti：0.10~0.40%
於本發明中，Ti係極為重要之元素。Ti具有如下效果：優先與C及N鍵結而抑制Cr碳氮化物之析出，從而使再結晶溫度下降，並且抑制起因於由Cr碳氮化物之析出引起之敏化的耐蝕性之下降。為了獲得該等效果，必須含有0.10%以上之Ti。然而，若Ti含量超過0.40%，則固溶Ti量過度增加，因此反而導致再結晶溫度上升，從而無法應用本發明之技術。又，含有Ti超過0.40%會於鑄造步驟中生成粗大之Ti碳氮化物，引起表面缺陷，故而於製造上亦欠佳。因此，Ti含量係設為0.10~0.40%。關於下限，較佳為0.15%以上，更佳為0.20%以上。進而更佳為0.25%以上。關於上限，較佳為0.35%以下，進而較佳為0.30%以下。再者，就焊接部耐蝕性之觀點而言，較佳為設為滿足式：Ti/(C+N)≧8(該式中之Ti、C及N係各元素之含量(質量%))之Ti含量。
N：0.001~0.020%
若N含量超過0.020%，則加工性之下降及焊接部之耐蝕性之下降變得顯著。就耐蝕性之觀點而言，N含量越低則越佳，但使N含量減少至未滿0.001%需要長時間之精煉，會導致製造成本之上 升及生產性之下降，故而欠佳。因此，N含量係設為0.001~0.020%之範圍。關於下限，較佳為0.005%以上，更佳為0.007%以上。關於上限，較佳為0.015%以下，進而較佳為0.012%以下。
本發明係以含有上述必需成分且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質為特徵的肥粒鐵系不鏽鋼。進而，可視需要於下述範圍內含有選自Cu、Mo、W及Co中之1種或2種以上或/進而含有選自V、Nb、Zr、REM、B、Mg及Ca中之1種或2種以上。再者，於下限值處於下述範圍內之情況時，即便未滿其下限值地含有下述元素，亦無損本發明之效果，因此於未滿下限值地包含下述元素之情況時，該元素係設為不可避免之雜質。
Cu：0.01~1.00%
Cu係對提昇水溶液中或附著有弱酸性之水滴之情況時之母材及焊接部之耐蝕性尤其有效之元素。該效果係藉由含有0.01%以上之Cu而獲得，該效果係Cu含量越多則越高。然而，若含有Cu超過1.00%，則存在熱加工性下降而導致表面缺陷之情況。進而亦存在退火後之脫鏽皮變得困難之情況。因此，於含有Cu之情況時，Cu含量較佳為設為0.01~1.00%之範圍。關於下限，更佳為0.10%以上，進而較佳為0.30%以上。關於上限，更佳為0.60%以下，進而較佳為0.45%以下。
Mo：0.01~2.00%
Mo係顯著提昇不鏽鋼之耐蝕性之元素。該效果係藉由含有0.01%以上之Mo而獲得，該效果係含量越多則越提昇。然而，若 Mo含量超過2.00%，則存在熱軋時之軋壓負載變大而製造性下降或產生鋼板強度之過度上升之情況。又，Mo為較為昂貴之元素，因此大量含有Mo會使製造成本增大。因此，於含有Mo之情況時，Mo含量較佳為設為0.01~2.00%。關於下限，更佳為0.10%以上，進而較佳為0.30%以上。關於上限，更佳為1.40%以下，進而較佳為0.90%以下。
W：0.01~0.20%
W與Mo同樣地具有提昇耐蝕性之效果。該效果係藉由含有0.01%以上之W而獲得。然而，若含有W超過0.20%，則存在強度上升而導致因軋壓負重之增大等引起之製造性下降之情況。因此，於含有W之情況時，W含量較佳為設為0.01~0.20%之範圍。關於下限，更佳為0.05%以上。關於上限，更佳為0.15%以下。
Co：0.01~0.20%
Co係提昇韌性之元素。該效果係藉由含有0.01%以上之Co而獲得。另一方面，若Co含量超過0.20%，則存在加工性下降之情況。因此，於含有Co之情況時，Co含量較佳為設為0.01~0.20%之範圍。
V：0.01~0.20%
V與C及N形成碳氮化物，抑制Cr碳氮化物之析出而提昇焊接部之耐蝕性。該效果係藉由使V含量為0.01%以上而獲得。另一方面，若V含量超過0.20%，則存在加工性及韌性顯著下降之情況。 因此，V含量較佳為設為0.01~0.20%。關於下限，更佳為0.02%以上。關於上限，更佳為0.10%以下。
Nb：0.01~0.10%
Nb具有藉由使結晶粒微細化並且固溶於母相中而提昇鋼板之韌性之效果。該等效果係藉由含有0.01%以上之Nb而獲得。另一方面，Nb亦具有使再結晶溫度上升之效果，若Nb含量超過0.10%，則存在藉由熱軋板退火產生充分之再結晶所需之退火溫度變得過高，而於退火中產生如結晶粒徑最大成為300μm以上般之再結晶粒之顯著粗大化，從而無法獲得既定之低限應力強度因數之情況。因此，於含有Nb之情況時，Nb含量較佳為設為0.01~0.10%之範圍。關於下限，更佳為0.02%以上。關於上限，更佳為0.08%以下。
Zr：0.01~0.20%
V與C及N形成碳氮化物，抑制Cr碳氮化物之析出而提昇焊接部之耐蝕性。該效果係藉由含有0.01%以上之Zr而獲得。另一方面，若含有Zr超過0.20%，則存在加工性顯著下降之情況。因此，於含有Zr之情況時，Zr含量較佳為設為0.01~0.20%之範圍。關於下限，更佳為0.03%以上。關於上限，更佳為0.10%以下。
REM：0.001~0.100%
稀土類金屬(REM，Rare Earth Metals)具有提昇耐氧化性之效果，抑制焊接部之氧化皮膜(焊接回火色)形成，抑制氧化皮膜正下方之Cr缺失區域之形成，從而提昇焊接部之耐蝕性。該效果係藉 由含有0.001%以上之REM而獲得。另一方面，若含有REM超過0.100%，則存在使冷軋退火時之酸洗性等製造性下降之情況。因此，於含有REM之情況時，REM含量較佳為設為0.001~0.100%之範圍。關於下限，更佳為0.005%以上。關於上限，更佳為0.050%以下。
B：0.0002~0.0025%
B係有效改善深拉拔成形後之耐二次加工脆性之元素。該效果係藉由將B之含量設為0.0002%以上而獲得。另一方面，若含有B超過0.0025%，則存在加工性及韌性下降之情況。因此，於含有B之情況時，B含量較佳為設為0.0002~0.0025%之範圍。關於下限，更佳為0.0003%以上。關於上限，更佳為0.0006%以下。
Mg：0.0005~0.0030%
Mg係提昇鋼坯之等軸晶率而對提昇加工性或韌性有效之元素。進而，於如本發明般含有Ti之鋼中，若Ti碳氮化物粗大化，則韌性下降，但Mg亦具有抑制Ti碳氮化物之粗大化之效果。該等效果係藉由含有0.0005%以上之Mg而獲得。另一方面，若Mg含量超過0.0030%，則存在使鋼之表面性狀變差之情況。因此，於含有Mg之情況時，Mg含量較佳為設為0.0005~0.0030%之範圍。關於下限，更佳為0.0010%以上。關於上限，更佳為0.0020%以上。
Ca：0.0003~0.0030%
Ca係有效防止容易於連續鑄造時產生之由Ti系中介物之晶化 所引起之噴嘴之堵塞的成分。該效果係藉由含有0.0003%以上之Ca而獲得。然而，若含有Ca超過0.0030%，則存在因CaS之生成使耐蝕性下降之情況。因此，於含有Ca之情況時，Ca含量較佳為設為0.0003~0.0030%之範圍。關於下限，更佳為0.0005%以上，進而較佳為0.0006%以上。關於上限，更佳為0.0015%以下，進而較佳為0.0010%以下。
其次，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。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板係藉由使用具有上述成分組成之鋼坯，於包含粗軋及3道以上之精軋之熱軋中，於溫度為800~1100℃且最終3道之累積軋縮率為25%以上之條件下進行精軋之最終3道之軋壓，而獲得熱軋鋼板，進而以600~1100℃對該熱軋鋼板進行熱軋板退火而獲得。
首先，利用轉爐、電爐及真空熔解爐等公知之方法熔製包含上述成分組成之鋼液，藉由連續鑄造法或造坯-開坯法製成鋼素材(鋼坯)。
將該鋼坯以1050~1250℃加熱1~24小時或不加熱而以鑄造原樣直接供至熱軋。於本發明中，粗軋並無特別限定，但於在精熱軋前預先有效地破壞鑄造組織之情況時，會對其後之精熱軋中之結晶粒之微細化產生良好的效果，因此較佳為將粗軋中之累積軋縮率設為65%以上。其後，藉由精熱軋進行軋壓直至成為既定板厚，將精軋之最終3道之軋壓設為800~1100℃之溫度範圍並將累積軋縮率設為25%以上而進行。
最終3道之軋壓溫度範圍：800~1100℃
最終3道之累積軋縮率：25%以上
於精軋前之粗軋中，粗大之鑄造組織被破壞，但該組織之結晶粒顯著粗大。為了於熱軋板退火後獲得既定之低限應力強度因數，必須藉由適當控制最終3道之軋壓之溫度及累積軋縮率而抑制軋壓中之應變之恢復，並且尤其是對板厚中央部有效地賦予軋壓應變。
必須對板厚中央部有效地賦予軋壓應變之理由在於如下。軋壓加工係藉由使鋼板發生剪切變形而使鋼板之板厚變薄的加工。軋壓加工中之剪切應變(以下記作軋壓應變)之量係自表層朝向板厚中央變小。因此，於軋縮率較小之情況時，對鋼板表層附近賦予較大之軋壓應變，另一方面，對板厚中央部賦予之軋壓應變之量變小。軋壓應變成為後續步驟即熱軋板退火中之再結晶位置。然而，於對板厚中央部賦予之軋壓應變量較小之情況時，熱軋板退火時之板厚中央部之再結晶變得不充分，熱軋板退火鋼板之金屬組織於板厚方向變得不均勻，而無法獲得既定之低限應力強度因數。因此，為了對板厚中央部有效地賦予軋壓應變，必須以特定以上之軋縮率進行軋壓且進行至產生軋壓應變之恢復為止。
為了於後續步驟即熱軋板退火中導入充分之再結晶位置以獲得既定之金屬組織，必須將最終3道之軋壓溫度設為800~1100℃之範圍，且將最終3道之累積軋縮率(=100-(最終板厚/最終3道之軋壓開始前之板厚)×100[%])設為25%以上，防止藉由最終3道賦予之軋壓應變因恢復而消除，並且對板厚中央部有效地賦予軋壓應變。
若最終3道之累積軋縮率未滿25%，則無法有效地對 板厚中央部賦予軋壓應變，因此會導致於後續步驟之熱軋板退火中聚落殘留，而無法獲得既定之低限應力強度因數。因此，將最終3道之累積軋縮率設為25%以上。較佳為累積軋縮率為30%以上。進而較佳為累積軋縮率為35%以上。再者，累積軋縮率之上限並無特別限定，但若過度增大累積軋縮率，則存在軋壓負載上升而製造性下降並且於軋壓後產生表面粗糙之情況，因此較佳為設為60%以下。
於將最終3道之軋壓溫度設為未滿800℃之情況時，伴隨鋼板溫度之下降，軋壓負重顯著上升，因此於製造上欠佳。又，存在因低溫下之軋壓而產生鋼板表面之粗糙而使表面品質下降之情況。另一方面，若最終3道之軋壓溫度超過1100℃，則會產生藉由軋壓賦予之應變之恢復，而後續步驟之熱軋板退火後之再結晶位置不足，因此會導致於熱軋板退火後聚落殘留，而無法獲得既定之低限應力強度因數。因此，最終3道之軋壓溫度係設為800~1100℃之範圍。關於下限，較佳為850℃以上。關於上限，較佳為設為1050℃以下，更佳為設為1000℃以下。又，所謂最終3道之軋壓溫度，最終道係指軋壓結束溫度，此外係指軋壓開始溫度。
再者，為了防止於最終3道中之特定道中施加過度之軋壓負載，較佳為將最終3道中之第1道之軋壓溫度範圍設為950~1100℃，將該第1道之後進行之第2道之軋壓溫度範圍設為925~1075℃，將該第2道之後進行之第3道之軋壓溫度範圍設為875~1050℃。
又，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板之製造方法之特徵在於：於包含3道以上之精熱軋之最終3道中控制溫度範 圍，在此基礎上，施加較大之軋縮。若遍及最終之4道以上而進行施加較大之軋縮之軋壓，則即便為相同之累積軋縮率，亦因軋縮率分散至各道，故對板厚中央之應變賦予變得不充分，並且各道間之累積搬送時間增加，因此會助長於各道間進行搬送期間之恢復，而使應變賦予之效果下降。又，若將精軋之軋壓溫度及累積軋縮率之控制設為最終之2道以下，則存在因以2道進行累積軋縮率25%以上之大軋縮，故軋壓負載顯著上升而使製造性下降之情況，故而欠佳。因此，於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼板之製造方法中，控制精軋之最終3道之軋壓溫度及累積軋縮率。
再者，於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋鋼板之製造方法中，關鍵的是控制最終3道之軋壓溫度及累積軋縮率，只要為3道以上之精軋，則可進行任意道之精軋。但是，若最大道數多於15道，則存在導致製造性下降或製造成本增加之情況，例如容易因與軋壓輥之接觸次數之增加而產生鋼板溫度之下降，為了將鋼板溫度維持於既定溫度範圍內而必需來自外部之加熱，因此最大道數較佳為設為15道以下。更佳為最大道數為10道以下。
精熱軋後進行鋼板之冷卻，繼而進行鋼板之捲取處理而製成熱軋鋼帶。於本發明中，捲取溫度並無特別限定，於將捲取溫度設為超過450~未滿500℃之情況時，存在產生起因於475℃脆化之脆化之情況。因此，捲取溫度較佳為設為450℃以下或500℃以上。
熱軋板退火溫度：600~1100℃
於本發明中，於上述熱軋步驟結束後進行熱軋板退火。於熱軋 板退火中，使熱軋步驟中所形成之軋壓加工組織再結晶。於本發明中，於熱軋步驟中有效地賦予軋壓應變，使再結晶位置增加，藉此促進熱軋板退火中之聚落之破壞。為了獲得該效果，必須於600~1100℃之範圍內進行熱軋板退火。若退火溫度未滿600℃，則再結晶變得不充分，而無法獲得既定之低限應力強度因數。另一方面，若退火溫度超過1100℃，則再結晶粒會產生如結晶粒徑最大成為300μm以上般之顯著粗大化，而無法獲得既定之低限應力強度因數。因此，熱軋板退火溫度係設為600~1100℃之範圍。關於下限，較佳為650℃以上。更佳為700℃以上。關於上限，較佳為1050℃以下，進而較佳為900℃以下。再者，熱軋板退火之保持時間及方法並無特別限定，可藉由箱式退火(分批退火)、連續退火中之任一者實施。
亦可視需要對所獲得之熱軋退火鋼板進行利用噴丸或酸洗之脫鏽皮處理。進而，為了提昇表面性狀，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於之後進行冷軋及冷軋板退火。
以下，藉由實施例對本發明進行詳細說明。
藉由容量150 ton之轉爐及強攪拌-真空吹氧脫碳處理(SS-VOD)之精煉熔製具有表1所示之化學組成之不鏽鋼鋼液，藉由連續鑄造製成寬度1000mm、厚度200mm之鋼坯。除No.36以外，於將該鋼坯以1150℃加熱1hr後，進行使用3段支架之反向粗軋作為熱軋，而製成板厚約40mm之鋼板，繼而以表2中記載之條件進行包含7道之精軋之最終3道(第5道、第6道、第7道)，而製 成熱軋鋼板。No.36係將該鋼坯以1300℃加熱1hr後供至熱軋。針對所獲得之熱軋鋼板，同樣地以表2中記載之條件進行利用箱式退火之熱軋板退火，而獲得熱軋退火板。再者，第7道結束板厚為熱軋鋼板之板厚。對所獲得之熱軋退火鋼板進行以下之評價。
(1)低限應力強度因數KIC之評價
以疲勞預裂成為軋壓直角方向且應力軸成為軋壓平行方向之方式自板寬中央部採取依據ASTM E399之緊湊拉伸(CT，compact tension)試片。針對該試片，依據ASTM E399求出低限應力強度因數KIC。將低限應力強度因數為35MPa．m1/2以上設為合格，將未滿35MPa．m1/2設為不合格。
(2)耐蝕性之評價
自熱軋退火鋼板採取60×100mm之試片，利用#600砂紙對要評價之面之表面進行研磨整飾後，為了排除來自端面部及背面之影響，將端面部及背面密封，而製作試片，並將試片供至JIS H 8502中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%)作為1個循環而進行5個循環。對將鹽水噴霧循環試驗實施5個循環後之要評價之面之試片表面進行照相攝影，藉由圖像分析測定試片表面之生鏽面積，根據與試片總面積之比率算出生鏽率((試片中之生鏽面積/試片總面積)×100[%])。將生鏽率10%以下設為耐蝕性特別優異而合格(◎)，將超過10%且為25%以下設為合格(○)，將超過25%設為不合格(×)。
將試驗結果與熱軋及熱軋板退火條件一起表示於表2。
鋼成分、熱軋條件及熱軋板退火條件滿足本發明之範圍之表2之No.1~31及45~49藉由既定之熱軋及熱軋板退火將聚落有效地破壞，結果獲得既定之低限應力強度因數。進而對所獲得之熱軋退火板之耐蝕性進行評價，結果確認到生鏽率均為25%，亦具有充分之耐蝕性。
尤其是，於使用Cr含量超過17%之鋼A7、A9及A14之No.7、9及14、進而使用含有Cu之鋼A17之17、及使用含有Mo之鋼A18之18中，生鏽率為10%以下，獲得更優異之耐蝕性。
於最終3道之軋壓溫度超過本發明之範圍之No.32中，雖以既定之累積軋縮率進行了軋壓，但因軋壓溫度過高，故產生加工應變之恢復而再結晶位置之導入不充分，因此熱軋板退火中之聚落之破壞效果不足，結果於熱軋板退火後亦殘留大量聚落，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
於最終3道之累積軋縮率低於本發明之範圍之No.33中，於熱軋板退火步驟中無法充分獲得聚落破壞效果，結果於熱軋板退火後亦於板厚中央部殘留大量聚落，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
於熱軋板退火溫度超過本發明之範圍之No.34中，產生所生成之再結晶粒之顯著粗大化，結果無法獲得既定之低限應力強度因數。
No.36係將鋼坯以1300℃加熱1h後供至熱軋並將精熱軋之最終3道之軋壓溫度範圍均設為超過1100℃之例。於No.36中，於最終3道之軋壓實施中產生加工應變之恢復而再結晶位置之導入變得不充分，因此由熱軋板退火產生之聚落之破壞效果變得不 充分，結果無法獲得既定之低限應力強度因數。
於最終3道之軋壓溫度範圍於3道中均低於本發明之範圍之No.37中，軋壓負重顯著上升，於最終第3道之軋壓實施時，負重超過裝置容許範圍，因此無法完成軋壓，無法進行既定評價。
於使用Ni含量低於本發明之範圍之鋼B1~B4之No.38~41中，雖進行了既定之熱軋及熱軋板退火，但沃斯田鐵相之生成能力下降，結果熱軋步驟中之聚落破壞效果不足，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
於使用Cr含量超過本發明之範圍之鋼B5之No.42中，雖含有既定之Ni，但因含有過量之Cr而沃斯田鐵相之生成能力下降，結果熱軋步驟中之聚落破壞效果不足，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
於使用Ti含量低於本發明之範圍之鋼B6之No.43中，產生因於熱軋板退火時Cr碳氮化物大量析出引起之敏化，而無法獲得既定之耐蝕性。另一方面，於使用Ti含量超過本發明之範圍之鋼B7之No.44中，因含有過量之Ti而再結晶溫度上升，即便進行既定之熱軋板退火，亦不產生充分之再結晶而聚落殘留，結果無法獲得既定之低限應力強度因數。
於熱軋板退火溫度低於本發明之範圍之No.50中，再結晶不充分，因此無法獲得充分之聚落之破壞效果，而無法獲得既定之低限應力強度因數。
本發明所獲得之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板可尤佳地應用於要求較高之加工性及耐蝕性之用途、例如具有去毛刺加 工部之凸緣等。
Claims (4)
- 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：0.001~0.020%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.100%、Cr：10.0~19.0%、Ni：0.65~1.50%、Ti：0.10~0.40%、N：0.001~0.020%且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，低限應力強度因數KIC為35MPa．m1/2以上；且板厚為5.0mm以上。
- 如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其中，上述成分組成以質量%計，進而含有選自：Cu：0.01~1.00%、Mo：0.01~2.00%、W：0.01~0.20%、Co：0.01~0.20%中之1種或2種以上。
- 如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板，其中，上述成分組成以質量%計，進而含有選自：V：0.01~0.20%、 Nb：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.20%、REM：0.001~0.100%、B：0.0002~0.0025%、Mg：0.0005~0.0030%、Ca：0.0003~0.0030%中之1種或2種以上。
- 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：進行3道以上之精軋之熱軋步驟；及對藉由該熱軋步驟所獲得之熱軋鋼板以600~1100℃進行熱軋板退火之熱軋板退火步驟，於上述熱軋步驟中，針對精軋之最終3道，將溫度設為800~1100℃且將上述最終3道之累積軋縮率設為25%以上。
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