TWI727451B - 肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

成為既定之成分組成，並且將圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離設為3.0μm以上，將基於成形極限線圖之成形極限之最大對數應變之最小值設為0.20以上。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法

本發明係關於一種具有充分之耐蝕性，並且成形性、特別是突出成形性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法。

不鏽鋼(SUS，Steel Use Stainless)430(16~18mass%之Cr)系之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板具經濟性且耐蝕性亦優異，故而適宜用於建築材料、運輸機器、家電製品、廚房機器及汽車零件等各種用途，其應用範圍近年來進一步擴大。

對於用於該等用途之鋼板，不僅要求耐蝕性，亦要求可藉由加壓成形等技術加工為既定形狀之充分之成形性。作為此種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，例如於專利文獻1中揭示有「一種成形性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其特徵在於：以mass%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%以下、Ni：0.7%以下，且以與C含量之關係滿足0.06≦(C+N)≦0.12及1≦N/C之方式含有N，進而以與N含量之關係滿足1.5×10^-3≦(V×N)≦1.5×10^-2之方式含有V，剩餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成」。

又，於專利文獻2中揭示有「一種加壓成形性優異之肥粒鐵系不鏽鋼冷軋鋼板，其特徵在於：具有以mass%計包含C：0.010~0.045%、N：0.01~0.05%、Mn：1%以下、Cr：13~20%、 Al：0.01%以下，且以Cr碳氮化物之體積率v成為0.09%以下之方式包含C、N，進而含有Si：0.4%以下、P：0.05%以下、S：0.010%以下，且剩餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成之組成，進而具有肥粒鐵粒之平均結晶粒徑為10μm以上，且每1個肥粒鐵粒分散有50個以下之Cr碳氮化物的肥粒鐵單一組織」。

[先前技術文獻]

[專利文獻]

專利文獻1：日本專利第3584881號公報

專利文獻2：日本專利第4682806號公報

專利文獻3：日本專利第5884211號公報

但，加壓成形大致分為突出成形、深拉拔成形、延伸凸緣成形及彎曲成形之4種成形模式。近年來，肥粒鐵系不鏽鋼正逐步運用於如下構件中：加壓成形之成形模式主要為突出成形之構件，例如排氣管或換氣口等所使用之圓形氣窗之室外遮罩之室外構件、及實現藉由壓紋加工提高設計性或功能性之內飾面板構件等。因此，期望開發一種具有可加工為此種構件形狀之優異突出成形性的肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。

但，不能說專利文獻1及2所揭示之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板具有充分之突出成形性。

因此，發明人等先前於專利文獻3中開發有「一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其以質量%計含有C：0.005~0.025%、Si：0.02 ~0.50%、Mn：0.55~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.001~0.10%、Cr：15.5~18.0%、Ni：0.1~1.0%、N：0.005~0.025%，且剩餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成，斷裂伸長率為28%以上，平均r值為0.75以上，且基於FLD(成形極限線圖)之成形極限之最大對數應變之最小值為0.15以上」。藉此，與專利文獻1及2所揭示之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板相比，可獲得突出成形性大幅度提高之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。

但，若欲將專利文獻3之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板成形為如排氣管之要求般具特高之突出成形性之構件，則存在進而產生裂紋之情形，因此，現狀為要求突出成形性進一步提高。

本發明係鑒於上述現狀而開發者，其目的在於提供一種具有充分之耐蝕性，並且突出成形性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，並且提供其有利之製造方法。

此處，所謂「充分之耐蝕性」意指以鹽霧(35℃、5質量%之NaCl、噴霧時間：2小時)→乾燥(60℃、相對濕度40%、保持時間：4小時)→濕潤(50℃、相對濕度≧95%、保持時間：2小時)為1個循環將JIS H 8502所規定之鹽霧循環試驗進行8個循環時，鋼板表面之生鏽面積率(鋼板表面之生鏽面積/鋼板表面之總面積)×100(%))為25%以下。又，所謂「優異之突出成形性」意指基於依據ISO12004-2：2008所測定之成形極限線圖(Forming Limit Diagram，以下，亦稱為FLD)決定之成形極限之最大對數應變之最小值為0.20以上。

然後，發明人等為了解決上述課題，反覆進行各種研 究。首先，發明人等準備成分組成或製造方法不同之各種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，使用該等鋼板，對包含有等雙軸突出及不等雙軸突出之部位之構件進行了加壓加工試驗。一般而言，認為伸長率較高者之突出成形性優越，但於該加壓加工試驗中，存在即便為斷裂伸長率較高之鋼板亦產生裂紋之情形，由該試驗結果可知，突出成形性之優劣未必僅由斷裂伸長率之大小決定。

因此，發明人等另外準備於先前之試驗中產生裂紋之鋼板，使用該鋼板，再次於相同條件下進行加壓加工試驗，於先前之試驗中產生裂紋之上模具快要到達壓入結束位置之前(下死點+2mm)停止加壓加工，自該鋼板取得試片，詳細觀察其金屬組織。具體而言，上述加壓加工停止後，自模具中拉出該鋼板，其次，對該鋼板之截面進行鏡面研磨後，藉由飽和苦味酸-5質量%鹽酸水溶液進行腐蝕處理而製作金屬組織觀察用試片，藉由掃描式電子顯微鏡(二次電子圖像)，以500倍之倍率觀察該試片。結果，確認於先前之試驗中產生裂紋之鋼板均係於加壓加工之中途階段，於Cr系碳氮化物與肥粒鐵母相之界面生成大量孔隙，一部分孔隙與附近之孔隙連結而生長為微小龜裂。

相對於此，於先前之試驗中可無裂紋地加壓加工之鋼板之加壓加工後之金屬組織中，於Cr系碳氮化物與肥粒鐵母相之界面生成孔隙，但無法確認由孔隙彼此之連結所導致之微小龜裂之產生。

根據上述情況，發明人等認為突出成形性之優劣很大程度上受鋼板之金屬組織之影響，調查於先前之加壓加工試驗中產生裂紋之鋼板與可無裂紋地成形之鋼板兩者之加壓加工前之金屬 組織，對兩者進行詳細比較。結果，發現兩者之金屬組織均分散有Cr系碳氮化物之肥粒鐵組織，但於先前之加壓加工試驗中產生裂紋之鋼板中，存在Cr系碳氮化物間之距離較短之傾向。

因此，發明人等著眼於突出成形性與Cr系碳氮化物間之距離之關係反覆進行實驗、研究。結果，確認突出成形性與一定以上之大小之Cr系碳氮化物間之平均距離有相關性。特別是，藉由將圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離設為3.0μm以上，可獲得優異之突出成形性。具體而言，可獲得基於成形極限線圖(FLD)決定之成形極限之最大對數應變之最小值為0.20以上的優異之突出成形性。藉此，發現使如排氣管之要求特高之突出成形性之構件可無裂紋地加壓成形。

此處，關於藉由延長圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離可獲得優異之突出成形性之原因，發明人等認為如下。即，於加工鋼板之情形時，隨著應變量之增大而於金屬組織中之肥粒鐵母相與Cr系碳氮化物之界面生成孔隙。該孔隙隨著應變量之增加及/或應力集中之增大而增加及生長，且與所接近之其他孔隙連結而成為龜裂，最終使鋼板斷裂。如此，孔隙隨著應變量之增大受到應力集中而生長，且與附近之孔隙連結而生長為微小龜裂。特別是，於應力二維或三維地作用之多軸應力下之變形中，3軸應力度提高，藉此進一步助長龜裂之生長。於此種多軸應力下之變形之情形時，與單軸應力下之變形(單軸應力下之變形用於評價伸長率，以拉伸試驗為代表)相比，孔隙易於生長。因此，認為材料之破壞極限與單軸應力下相比變低(即，容易斷裂)。突出成形通常為多軸應力下之變形，鋼板中容易產生全方位之孔隙連 結，故而與單軸應力下之變形相比容易發生斷裂。因此，即便為於如拉伸試驗之單軸應力下之變形中顯示出較高之斷裂伸長率之鋼板，若一定以上之大小之Cr系碳氮化物間之平均距離較短，則於多軸應力下之變形中亦產生孔隙之連結，且助長由孔隙之連結所引起之微小龜裂之產生及其進展。另一方面，若充分延長一定以上之大小之Cr系碳氮化物之平均距離，則即便於進行多軸應力下之變形之突出成形之情形時，亦難以產生孔隙之連結，因此，可抑制由孔隙之連結所引起之微小龜裂之產生及其進展。根據此種理由，發明人等認為藉由延長圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離，突出成形性大幅度提高。

又，發明人等經進一步反覆研究，發現為了使圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上，進行於既定之溫度區域保持一定時間以上之熱軋板退火，將熱軋板退火後之金屬組織暫時作為析出有Cr系碳氮化物之肥粒鐵單相組織，並且，於冷軋後之冷軋板退火中，重要的是：(1)減慢500℃至加熱溫度之加熱速度，同時促進Cr系碳氮化物之凝集、粗大化及Cr系碳氮化物向肥粒鐵相之固溶(再者，所謂Cr系碳氮化物固溶於肥粒鐵相係Cr系碳氮化物以原子單位分解為Cr、碳及氮，各元素含於肥粒鐵相中之現象)；(2)適當地控制加熱溫度及保持時間，進一步促進Cr系碳氮化物固溶於肥粒鐵相；及(3)加快加熱溫度至500℃之冷卻速度，抑制經固溶之Cr系碳氮化物之再析出；藉由同時全部滿足該等條件，可使圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上。本發明係基於上述見解，經進一步研究後完成者。

即，本發明之主要構成如下。1.一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其具有以質量%計含有C：0.025~0.050%、Si：0.10~0.40%、Mn：0.45~1.00%、P：0.04%以下、S：0.010%以下、Cr：16.0~18.0%、Al：0.001~0.010%、N：0.025~0.060%及Ni：0.05~0.60%，且剩餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成之成分組成，並且圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上，基於成形極限線圖之成形極限之最大對數應變之最小值為0.20以上。

2.一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之製造方法，其對具有如上述1所記載之成分組成之鋼素材進行熱軋而製成熱軋鋼板，對該熱軋鋼板實施加熱溫度為800~900℃、保持時間為1小時以上之熱軋板退火後，進行冷軋而製成冷軋鋼板，其次，對該冷軋鋼板實施加熱溫度為800~900℃、保持時間為5~300秒之冷軋板退火，且於上述冷軋板退火中，將500℃至加熱溫度之平均加熱速度設為20℃/s以下，且將加熱溫度至500℃之平均冷卻速度設為10℃/s以上。

根據本發明，可獲得一種具有充分之耐蝕性，並且突出成形性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。又，若使用本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，則可藉由加壓成形技術製造如排氣管之要求特高之突出成形性之構件，故而產業上極其有益。

圖1 係實施例之No.1之金屬組織照片。

圖2 係實施例之No.12之金屬組織照片。

以下，對本發明進行具體說明。首先，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之成分組成進行說明。再者，成分組成中之單位均為「質量%」，以下，只要不特別說明，就僅以「%」表示。

C：0.025~0.050%

C係對促進熱軋時之沃斯田鐵相之生成、抑制隆脊之產生有效之元素。就獲得此種效果之觀點而言，C含量設為0.025%以上。但，若C含量超過0.050%，則熱軋及熱軋板退火時之Cr系碳氮化物之析出量過多，難以延長Cr系碳氮化物間之平均距離。因此，突出成形時，無法防止由孔隙之連結所引起之龜裂之產生及進展所導致之斷裂，無法獲得所需之突出成形性。又，鋼過度硬質化而延展性降低。因此，C含量設為0.025~0.050%之範圍。C含量之下限較佳為0.030%，更佳為0.035%。又，C含量之上限較佳為0.045%。

Si：0.10~0.40%

Si係鋼熔製時作為去氧劑而發揮作用之元素。就獲得此種效果之觀點而言，Si含量設為0.10%以上。但，若Si含量超過0.40%，則鋼過度硬質化且熱軋時之軋壓負荷增大。又，冷軋板退火後所獲得之鋼板之延展性降低。因此，Si含量設為0.10~0.40%之範圍。Si含量之下限較佳為0.20%。Si含量之上限較佳為0.30%。

Mn：0.45~1.00%

Mn係與C相同對促進沃斯田鐵相之生成、抑制隆脊之產生有 效之元素。就獲得此種效果之觀點而言，Mn含量設為0.45%以上。但，若Mn含量超過1.00%，則鋼過度硬質化且熱軋時之軋壓負荷增大。又，冷軋板退火後所獲得之鋼板之延展性降低。因此，Mn含量設為0.45~1.00%之範圍。Mn含量之下限較佳為0.60%。Mn含量之上限較佳為0.75%，更佳為0.70%。

P：0.04%以下

P係助長由晶界偏析所導致之晶界破壞之元素。因此，P含量較佳為較少，將上限設為0.04%。較佳為0.03%以下。更佳為0.01%以下。P含量之下限並無特別限定，但過度之脫P會導致成本之增加。因此，P含量之下限較佳為設為0.005%。

S：0.010%以下

S係作為MnS等硫化物系中介物而存在於鋼中，降低延展性或耐蝕性等之元素，特別是，於S含量超過0.010%之情形時，其不良影響顯著產生。因此，S含量較佳為極低，S含量之上限設為0.010%。較佳為0.007%以下。更佳為0.005%以下。S含量之下限並無特別限定，但過度之脫S會導致成本之增加。因此，S含量之下限較佳為設為0.001%。

Cr：16.0~18.0%

Cr係具有於鋼板表面形成鈍態皮膜而提高耐蝕性之效果之元素。就獲得此種效果之觀點而言，Cr含量設為16.0%以上。但，若Cr含量超過18.0%，則有熱軋時之沃斯田鐵相之生成量減少且耐隆 脊性降低之虞。因此，Cr含量設為16.0~18.0%之範圍。Cr含量之上限較佳為17.0%，更佳為16.5%。

Al：0.001~0.010%

Al係與Si相同作為去氧劑而發揮作用之元素。就獲得此種效果之觀點而言，Al含量設為0.001%以上。但，若Al含量超過0.010%，則Al₂O₃等Al系中介物增加，容易導致表面性狀之降低。因此，Al含量設為0.001~0.010%之範圍。Al含量之下限較佳為0.002%。Al含量之上限較佳為0.007%，更佳為0.005%。

N：0.025~0.060%

與C及Mn相同，N係對促進熱軋時之沃斯田鐵相之生成、抑制隆脊之產生有效之元素。就獲得此種效果之觀點而言，N含量設為0.025%以上。但，若N含量超過0.060%，則冷軋板退火後所獲得之鋼板之延展性大幅度降低。又，熱軋及熱軋板退火時之Cr系碳氮化物之析出量過多，難以延長Cr系碳氮化物間之平均距離。因此，於進行突出成形之情形時，無法防止由孔隙之連結所引起之龜裂之產生及進展所導致之斷裂，無法獲得所需之突出成形性。因此，N含量設為0.025~0.060%之範圍。N含量之下限較佳為0.030%，更佳為0.040%。N含量之上限較佳為0.055%，更佳為0.050%。

Ni：0.05~0.60%

Ni係具有促進沃斯田鐵相之生成而增加熱軋時之沃斯田鐵相 之生成量，提高耐隆脊性之效果之元素。又，Ni係對耐蝕性之提高亦有效之元素。就獲得此種效果之觀點而言，Ni含量設為0.05%以上。但，若Ni含量超過0.60%，則鋼過度硬質化而成形性降低。因此，Ni含量設為0.05~0.60%之範圍。Ni含量之下限較佳為0.10%。Ni含量之上限較佳為0.50%，更佳為0.30%。

再者，除上述以外之成分為Fe及不可避免之雜質。

其次，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之金屬組織進行說明。本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之金屬組織為以肥粒鐵相為主體之組織，具體而言，為具有以相對於組織整體之體積率為90%以上之肥粒鐵相，且除肥粒鐵相以外之剩餘部分組織以相對於組織整體之體積率為10%以下之組織。進而，可為肥粒鐵單相。再者，作為剩餘部分組織，主要可列舉麻田散鐵相，不包含析出物及中介物之體積率。此處，肥粒鐵相之體積率係藉由如下方式求出：自不鏽鋼鋼板製作截面觀察用試片，鏡面研磨後藉由飽和苦味酸-5質量%鹽酸水溶液實施蝕刻處理後，對板厚1/4位置之任意10個視角以100倍之倍率藉由光學顯微鏡進行觀察，根據金屬組織之形態區分麻田散鐵相與肥粒鐵相後，藉由圖像處理求出肥粒鐵相之體積率，算出其平均值。

並且，於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之金屬組織中，如上所述，重要的是使鋼中所析出之圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上。此處，所謂圓當量直徑意指對拍攝上述截面觀察用試片之金屬組織中出現之Cr系碳氮化物而得之數位照片(倍率為500倍)進行圖像處理而測定該Cr系碳氮化物之面積，根據該經測定之Cr系碳氮化物之面積，基於 該Cr系碳氮化物之形狀為真圓之假設所算出之圓直徑(={(4×[經測定之Cr系碳氮化物之面積])/π}^0.5)。

圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離：3.0μm以上

若將圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物之平均距離延長至3.0μm以上，則即便於進行多軸應力下之變形之突出成形之情形時，亦難以產生孔隙彼此之連結，結果，抑制由孔隙之連結所引起之微小龜裂之產生及其進展。因此，圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物之平均距離設為3.0μm以上。較佳為4.0μm以上。再者，上限並無特別限定，通常為6.0μm左右。再者，不將圓當量直徑未滿0.05μm之Cr系碳氮化物作為對象係由於圓當量直徑未滿0.05μm之極微細之Cr系碳氮化物與作為母相之肥粒鐵相接觸之面積較小，故而即便施加利用加壓加工等所進行之塑性變形，於肥粒鐵相與該Cr系碳氮化物之界面亦幾乎不產生孔隙，因此可忽視對成形性、特別是突出成形性之影響。

又，此處所謂之Cr系碳氮化物係Cr碳化物及Cr氮化物之總稱。作為Cr碳化物，例如可列舉Cr₂₃C₆，作為Cr氮化物，例如可列舉Cr₂N。又，Cr碳化物及Cr氮化物中之一部分之Cr被Fe或Mn等元素取代而得者亦包含於此處所謂之Cr系碳氮化物中。

又，將圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物作為對象係由於隨著應變量之增大而產生之孔隙主要生成於肥粒鐵母相與圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物之界面，圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之距離對孔隙之連結 甚至突出成形性有特別影響。再者，Cr系碳氮化物之大小通常係圓當量直徑為0.5μm左右。

又，圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離係藉由如下方式測定而得者。即，對鋼板之軋壓平行截面進行鏡面研磨後，藉由苦味酸飽和鹽酸溶液進行蝕刻，使金屬組織出現，利用倍率為500倍之光學顯微鏡拍攝一張板厚1/4位置之金屬組織。再者，該金屬組織照片所捕捉之析出物為Cr系碳氮化物可藉由如下方式確認：於掃描電子顯微鏡下藉由能量分散型X射線分光法進行析出物之成分分析。具體而言，藉由能量分散型X射線分光法自該析出物獲得之元素光譜中之Cr之峰比藉由相同方法自母相獲得之元素光譜中之Cr之峰高，且於根據該析出物之各元素之光譜強度比算出之各元素之定量分析值中，於該析出物之主成分為Cr、Fe、C及N之情形時，可判斷該析出物為Cr系碳氮化物。其次，於所獲得之金屬組織照片中，選擇圓當量直徑為0.05μm以上之任意之Cr系碳氮化物(以下，亦稱為基準碳氮化物)，以自基準碳氮化物之距離由近至遠之順序選擇10個圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物(亦稱為目標碳氮化物)，於金屬組織照片上測定基準碳氮化物與各目標碳氮化物之距離(中心間之距離)。任意地改變基準碳氮化物而將該測定進行20次，對經測定之所有基準碳氮化物與目標碳氮化物之距離進行算術平均，藉此求出Cr系碳氮化物間之平均距離。再者，上述測定並不限定於單一肥粒鐵粒內，亦可跨晶界。又，為了進行有代表性之測定，各測定部位係以先前之測定中所選擇之基準碳氮化物及目標碳氮化物不成為其他測定中之基準碳氮化物或目標碳氮化物之方式，選擇彼此充分遠離之部 位。

如此，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板包含上述成分組成，且使圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上，藉此將基於成形極限線圖(FLD)決定之成形極限之最大對數應變之最小值設為0.20以上、較佳為設為0.23以上，從而可獲得優異之突出成形性。

再者，本發明之一實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之板厚並無特別限定，例如為0.8~2.0mm。

其次，對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之製造方法進行說明。本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板可藉由如下方式製造：對具有上述成分組成之鋼素材進行熱軋而製成熱軋鋼板，對該熱軋鋼板實施加熱溫度為800~900℃、保持時間為1小時以上之熱軋板退火後，對該熱軋鋼板進行冷軋而製成冷軋鋼板，對該冷軋鋼板實施加熱溫度為800~900℃、保持時間為5~300秒之冷軋板退火，於上述冷軋板退火中，將500℃至加熱溫度之平均加熱速度設為20℃/s以下，且將加熱溫度至500℃之平均冷卻速度設為10℃/s以上。即，本發明之一實施形態之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板為肥粒鐵系不鏽鋼冷軋退火鋼板。

首先，藉由轉爐、電爐、真空熔解爐等公知之方法熔製由上述成分組成所構成之鋼液，藉由連鑄法或造塊-分塊法製成鋼素材(鋼坯)。其次，將所獲得之鋼素材較佳地於1100~1250℃下加熱1~24小時，或對高溫鋼坯進行直接加熱後，對該鋼素材實施熱軋而製成熱軋鋼板。再者，熱軋條件按照常規方法即可。其次，對所獲得之熱軋鋼板於以下之條件下實施熱軋板退火。

<熱軋板退火之加熱溫度：800~900℃、保持時間：1小時以上>

熱軋鋼板之金屬組織於熱軋時之捲取溫度較高之情形時，為層狀積層有肥粒鐵相、與藉由使於高溫下生成之沃斯田鐵相分解而生成之肥粒鐵相的金屬組織，於熱軋時之捲取溫度較低之情形時，為層狀積層有肥粒鐵相、與於高溫下生成之沃斯田鐵相發生相變而生成之麻田散鐵相的金屬組織。再者，於捲取溫度較高之情形時，於藉由使沃斯田鐵相分解而生成之肥粒鐵相之附近，隨著沃斯田鐵相之分解而析出之Cr系碳氮化物分佈不均，金屬組織整體之Cr系碳氮化物之分佈不均勻。又，捲取溫度並無特別限定，於將捲取溫度設為450℃~500℃之情形時，存在產生由475℃脆化所引起之熱軋鋼板之韌性顯著降低之情形。因此，捲取溫度較佳為超過500℃或未滿450℃。進而，就熱軋板退火後更加容易地獲得既定之金屬組織之觀點而言，有利的是於熱軋後且熱軋板退火前之階段，Cr系碳氮化物充分析出。因此，捲取溫度更佳為設為進一步促進沃斯田鐵相分解為Cr系碳氮化物及肥粒鐵相之600℃以上。藉由對具有此種金屬組織之熱軋鋼板進行於800~900℃之溫度範圍內保持1小時以上之熱軋板退火，於金屬組織中產生再結晶與Cr系碳氮化物之析出，於熱軋板退火後所獲得之鋼板中，獲得Cr系碳氮化物充分且均勻地分散於肥粒鐵單相組織中之金屬組織。

此處，於熱軋板退火之加熱溫度未滿800℃之情形時，Cr系碳氮化物之凝集、粗大化及向肥粒鐵相之固溶不充分，無法獲得既定之金屬組織。又，再結晶不充分而熱軋時形成之層狀組織特別殘存於板厚中央部。因此，有冷軋板退火後板厚中央部會產 生具有顯著伸展粒之不均勻之金屬組織，而耐隆脊性降低之虞。另一方面，若熱軋板退火溫度超過900℃，則在保持熱軋板退火時再次生成沃斯田鐵相，熱軋步驟中所析出之Cr系碳氮化物固溶於沃斯田鐵相。因此，於熱軋板退火後所獲得之鋼板之金屬組織中，無法使Cr系碳氮化物充分析出。又，於熱軋板退火的冷卻時，於沃斯田鐵相中發生分解為肥粒鐵相與Cr系碳氮化物之反應。結果，熱軋板退火後之金屬組織為肥粒鐵相、與藉由使沃斯田鐵相分解而生成之肥粒鐵相即其周圍分佈有大量Cr系碳氮化物之肥粒鐵相的混晶組織，Cr系碳氮化物之分佈不均勻。因此，即便其後之步驟中於既定條件下進行冷軋板退火，亦會局部生成Cr系碳氮化物間之平均距離不充分之區域，無法獲得既定之突出成形性。因此，熱軋板退火之加熱溫度設為800~900℃之範圍。較佳為800~860℃之範圍。

又，於熱軋板退火之保持時間未滿1小時之情形時，Cr系碳氮化物之析出不充分，即便其後之步驟中於既定條件下進行冷軋板退火，亦無法充分延長Cr系碳氮化物間之平均距離，仍然無法獲得既定之突出成形性。因此，熱軋板退火之保持時間設為1小時以上。較佳為3小時以上，更佳為5小時以上。再者，保持時間之上限並無特別限定，就生產性之觀點而言，較佳為設為24小時以下。

其次，視需要對熱軋板退火後所獲得之鋼板(熱軋退火鋼板)實施酸洗，進行冷軋而製成冷軋鋼板。就伸長性、彎曲性及形狀矯正之觀點而言，冷軋較佳為以50%以上之軋縮率進行。又，可於滿足後述之冷軋板退火條件之範圍內，將冷軋-冷軋板退 火重複2次以上。進而，為了改善表面性狀，可對熱軋板退火後所獲得之鋼板實施研削或研磨等。對如此獲得之冷軋鋼板於以下條件下實施冷軋板退火。

<冷軋板退火之500℃至加熱溫度之平均加熱速度：20℃/s以下>

冷軋板退火係用於使藉由冷軋而形成之軋壓加工組織再結晶，並且充分延長Cr系碳氮化物間之平均距離之步驟，因此，重要的是將500℃至加熱溫度之平均加熱速度設為20℃/s以下。即，若減慢500。℃至加熱溫度之平均加熱速度，則再結晶之驅動力變小，故而開始再結晶之溫度高溫化，藉由冷軋而導入之差排或剪切帶被維持至更高溫。又，於距加熱溫度較近之高溫區域中，產生熱軋板退火時生成之Cr系碳氮化物之凝集、粗大化(體積率大致一定之各Cr系碳氮化物變大，Cr系碳氮化物之個數密度變小之現象)及向肥粒鐵相之固溶。該凝集、粗大化限制作為Cr系碳氮化物之主要構成元素的Cr之擴散之速度。如上所述，若差排或剪切帶被維持至高溫，則產生經由差排或剪切帶之Cr之高速擴散，促進Cr系碳氮化物之凝集、粗大化。進而，於距加熱溫度較近之高溫區域中產生Cr系碳氮化物之固溶係藉由可固溶於肥粒鐵相中之C及N之上限(固溶極限)而上升。藉由該等Cr系碳氮化物之凝集、粗大化之促進效果及向肥粒鐵相之固溶，Cr系碳氮化物間之平均距離變長。即，藉由減慢加熱速度，具體而言，將500℃至加熱溫度之平均加熱速度控制為20℃/s以下，可延長Cr系碳氮化物間之平均距離。另一方面，若500℃至加熱溫度之平均加熱速度超過20℃/s，則肥粒鐵相之再結晶之驅動力過大，自加熱過程之較低溫度區域產 生肥粒鐵相之再結晶，藉由冷軋而導入之差排或剪切帶等加工組織於低溫區域置換為再結晶粒。結果，Cr系碳氮化物之凝集、粗大化之促進效果不充分，且冷軋板退火後所獲得之鋼板之Cr系碳氮化物間之平均距離變短，故而無法獲得所需之突出成形性。因此，500℃至加熱溫度之平均加熱速度設為20℃/s以下。較佳為15℃/s以下，更佳為12℃/s以下。又，平均加熱速度之下限並無特別限定，但若過度減慢加熱速度，則生產性降低，故而較佳為設為1℃/s以上。再者，加熱速度之控制例如於連續退火法之情形時，可藉由爐溫之設定或連續退火線之通板速度等進行控制。又，將所控制之溫度範圍設為500℃以上係由於未滿500℃之溫度區域中不會產生回復或再結晶。

<冷軋板退火之加熱溫度：800~900℃、保持時間：5~300秒>

溫度越高，可固溶於肥粒鐵相中之C及N之上限(固溶極限)越大。於冷軋板退火中，藉由將加熱溫度設為800~900℃、保持時間設為5~300秒，可使熱軋板退火時生成之Cr系碳氮化物之一部分固溶於肥粒鐵相，減少Cr系碳氮化物之個數密度，且延長Cr系碳氮化物間之平均距離。因此，冷軋板退火之加熱溫度設為800~900℃、保持時間設為5~300秒。較佳為冷軋板退火之加熱溫度為800~860℃、保持時間為15秒~180秒。再者，此處所謂之保持時間係加熱溫度±10℃之溫度區域之滯留時間。

此處，若加熱溫度未滿800℃，則肥粒鐵相中之C及N之固溶極限未充分擴大，固溶於肥粒鐵相之Cr系碳氮化物之量減少而Cr系碳氮化物間之距離變短。因此，無法獲得所需之突出 成形性。又，未再結晶粒殘存而延展性大幅地降低。另一方面，若加熱溫度超過900℃，則保持時產生沃斯田鐵相，且於其後之冷卻中沃斯田鐵相相變為麻田散鐵相而鋼板顯著硬質化。又，最終製品板之金屬組織為肥粒鐵相與麻田散鐵相之兩相組織，塑性變形能力顯著降低，無法獲得所需之突出成形性。

又，若保持時間未滿5秒，則該保持時之Cr系碳氮化物不完全固溶於肥粒鐵相且Cr系碳氮化物間之距離變短，無法獲得所需之突出成形性。進而，由於未再結晶粒殘存，故而延展性大幅降低。另一方面，若保持時間超過300秒，則結晶粒顯著粗大化而鋼板之光澤度降低，就表面品質之觀點而言不佳。

<冷軋板退火之加熱溫度至500℃下之平均冷卻速度：10℃/s以上>

於上述保持後之冷卻中，產生Cr系碳氮化物之再析出。即，保持冷軋板退火時，Cr系碳氮化物固溶於肥粒鐵母相。藉此，肥粒鐵相中之固溶C及N增加，冷卻時相對於肥粒鐵相為過飽和，作為Cr系碳氮化物而再析出。因此，就延長Cr系碳氮化物之平均距離之觀點而言，特別重要的是，藉由加快Cr系碳氮化物之析出溫度區域即500℃以上之溫度區域之冷卻速度而抑制Cr系碳氮化物之再析出，維持直至冷卻前形成之Cr系碳氮化物間之平均距離非常長之金屬組織。此處，於平均冷卻速度未滿10℃/s之情形時，無法充分抑制保持冷軋板退火時所產生之肥粒鐵相中之固溶C及N作為Cr系碳氮化物而再析出，故而Cr系碳氮化物間之平均距離變短，無法獲得所需之突出成形性。因此，冷軋板退火之加熱溫度至 500℃之平均冷卻速度設為10℃/s以上。較佳為15℃/s以上，更佳為20℃/s以上。再者，平均冷卻速度之上限並無特別限定，但於急遽地進行冷卻之情形時，由於有鋼板產生應變之虞，故而平均冷卻速度較佳為200℃/s以下。

再者，冷卻方法並無特別限定，可使用氣體噴射冷卻或噴霧冷卻、軋輥冷卻等。又，對於冷軋板退火，為了要求更高之光澤，可進行BA退火(光亮退火)。並且，上述冷軋板退火後，視需要實施酸洗，藉此製造上述肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。

[實施例]

[實施例1]

分別藉由容量為150ton之轉爐與使用真空吹氧脫碳處理(VOD)法之精煉熔製表1所示之成分組成(剩餘部分為Fe及不可避免之雜質)之鋼液，其次，藉由連鑄製成寬度為1000mm、厚度為200mm之鋼坯。將該鋼坯於1200℃下加熱1小時後，作為熱軋，實施使用由3段支架所構成之反向式軋壓機之7路粗軋壓與使用由7段支架所構成之單向軋壓機之由7路構成之精軋壓，於約750℃下進行捲取處理，製成板厚約為5.0mm之熱軋鋼板。其次，對該等熱軋鋼板於表2所記載之條件下實施使用罩式退火法之熱軋板退火後，對表面實施噴丸處理與利用酸洗之除鏽。將如此獲得之鋼板冷軋至板厚為1.0mm後，於表2所記載之條件下進行冷軋板退火。再者，保持後之冷卻係藉由氣體噴射冷卻或噴霧冷卻進行。又，冷卻結束後，利用酸洗進行除鏽處理。此處，表2之保持時間係加熱溫度±10℃之溫度區域之滯留時間。再者，表2所記載之平均加熱 速度係自500℃到達加熱溫度之平均加熱速度。又，表2所記載之平均冷卻速度係自加熱溫度到達500℃之平均冷卻速度。

對如此獲得之鋼板進行金屬組織之鑑定及肥粒鐵之體積率之測定、以及圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離之測定。此處，金屬組織之鑑定及肥粒鐵之體積率之測定係藉由前述方法進行。即，自所獲得之鋼板製作截面觀察用試片，藉由苦味酸飽和鹽酸溶液實施蝕刻處理後，對板厚1/4位置之10個視角以100倍之倍率藉由光學顯微鏡進行觀察，根據金屬組織之形態區分麻田散鐵相與肥粒鐵相後，藉由圖像處理以各視角求出肥粒鐵相之體積率，以其平均值作為肥粒鐵相之體積率。再者，析出物及中介物之體積率除外。又，圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離之測定亦藉由前述方法進行。該等結果同樣示於表2。又，為了參考，於圖1及圖2中示出用於對表2之No.1及No.12測定Cr系碳氮化物間之平均距離之金屬組織照片。

又，藉由以下之方法，進行(1)突出成形性之評價、及(2)耐蝕性之評價。將評價結果一併記錄於表2。

(1)突出成形性之評價

分別將所獲得之鋼板之軋壓平行方向、軋壓45°方向及軋壓直角方向設為最大對數應變方向，進行依據ISO12004-2：2008之成形試驗，製作成形極限線圖(FLD)。具體而言，以標距為1mm之方式於鋼板表面標記直徑5mm之圓網格(scribed circle)，分別進行各種條件下之成形試驗，即，(a)對於單軸應力下之成形極限，使用JIS 5號拉伸試片進行拉伸試驗；(b)對於平面應變狀態下之成形極 限，使用剪切為130mm見方後於圓周上形成卷邊(bead)之試片進行脹形(bulging)試驗；(c)對於等雙軸應力下之成形極限，使用沖裁成正圓形之試片進行脹形試驗；(d)對於不等雙軸應力下之成形極限，使用以各種橢圓率沖裁成橢圓形之試片進行脹形試驗；分別對各試驗前後之試片拍攝照片。其次，藉由照片之圖像處理對各試驗前後之試片之圓網格之形狀變化量進行定量測定，藉由各試驗測定所賦予之應變，製作成形極限線圖(FLD)。根據所獲得之成形極限線圖(FLD)求出成形極限之最大對數應變之最小值，最大對數應變之最小值為0.20以上時評價為合格(○)，未滿0.20時評價為不合格(×)。

(2)耐蝕性之評價

自所獲得之鋼板取得60×100mm之試片，藉由#600金剛砂紙對表面進行研磨加工。其後，密封試片之端面，以供JIS H 8502所規定之鹽霧循環試驗。此處，鹽霧循環試驗係以鹽霧(35℃、5質量%之NaCl、噴霧時間：2小時)→乾燥(60℃、相對濕度40%、保持時間：4小時)→濕潤(50℃、相對濕度≧95%、保持時間：2小時)為1個循環，進行8個循環。對鹽霧循環試驗後之試片之表面拍攝照片，藉由圖像解析測定試片表面之生鏽面積，根據與試片表面之總面積之比率算出生鏽面積率((試片表面之生鏽面積/試片表面之總面積)×100(%))。並且，所算出之生鏽面積率為10%以下時評價為合格(◎，特別優異)，超過10%且25%以下時評價為合格(○)，超過25%時評價為不合格(×)。

發明例中均可獲得優異之突出成形性與優異之耐蝕性。特別是，於含有0.58%之Ni之No.6(鋼A6)及含有17.8%之Cr之No.8(鋼A8)中，鹽霧循環試驗中之生鏽面積率為10%以下(◎)，可獲得更加優異之耐蝕性。

另一方面，作為比較例之No.12(鋼B1)及No.13(鋼B2)雖製造條件適當，但C含量及N含量分別高於適當範圍，故而Cr系碳氮化物之析出量過量而無法充分確保Cr系碳氮化物間之平均距離，無法獲得所需之突出成形性。No.14(鋼B3)由於Si含量高於適當範圍，故而鋼板硬質化而塑性變形能力降低，無法獲得所需之突出成形性。No.15及No.16由於冷軋板退火之平均加熱速度高於適當範圍，故而無法充分確保Cr系碳氮化物間之平均距離，無法獲得所需之突出成形性。No.17及No.18由於冷軋板退火之加熱溫度高於適當範圍，故而保持冷軋板退火時生成沃斯田鐵相，於保持後之冷卻中自沃斯田鐵相相變為麻田散鐵相，鋼板顯著硬質化。又，最終製品板之金屬組織為由肥粒鐵相與麻田散鐵相所構成之兩相組織，故而鋼板之塑性變形能力顯著降低。因此，無法獲得所需之突出成形性。No.19及No.20由於冷軋板退火之加熱溫度低於適當範圍，故而無法充分確保Cr系碳氮化物間之平均距離，又，成為殘存有未再結晶粒之金屬組織，而無法獲得所需之突出成形性。No.21及No.22由於冷軋板退火之保持時間低於適當範圍，故而無法充分確保Cr系碳氮化物間之平均距離，又，成為殘存有未再結晶粒之金屬組織，而無法獲得所需之突出成形性。No.23及No.24由於冷軋板退火之冷卻速度低於適當範圍，故而於該冷卻中Cr系碳氮化物大量且微細地再析出，無法充分確保Cr系碳氮化物間之 平均距離，無法獲得所需之突出成形性。No.28由於熱軋板退火之加熱溫度低於適當範圍，故而熱軋板退火中之Cr系碳氮化物之凝集、粗大化以及向肥粒鐵相之固溶不充分，產生Cr系碳氮化物之分佈不均。因此，局部形成有Cr系碳氮化物間之平均距離不充分之區域，無法獲得所需之突出成形性。No.29由於熱軋板退火之加熱溫度高於適當範圍，故而於熱軋板退火中再次生成沃斯田鐵相，結果，於熱軋板退火後之金屬組織中產生Cr系碳氮化物之分佈之不均勻。因此，局部形成有Cr系碳氮化物間之平均距離不充分之區域，無法獲得所需之突出成形性。No.30由於熱軋板退火之保持時間低於適當範圍，故而熱軋板退火中之Cr系碳氮化物之凝集、粗大化以及向肥粒鐵相之固溶不充分，產生Cr系碳氮化物之分佈之不均勻。因此，局部形成有Cr系碳氮化物間之平均距離不充分之區域，無法獲得所需之突出成形性。

(產業上之可利用性)

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板特別有利於用於加壓成形時要求較高之突出成形性之用途，例如，室外構件或廚房器具、餐具。

Claims (2)

1. 一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其具有，以質量%計，含有

   C：0.025~0.050%、

   Si：0.10~0.40%、

   Mn：0.45~1.00%、

   P：0.04%以下、

   S：0.010%以下、

   Cr：16.0~18.0%、

   Al：0.001~0.010%、

   N：0.025~0.060%及

   Ni：0.05~0.60%，

   且剩餘部分由Fe及不可避免之雜質所構成之成分組成，

   圓當量直徑為0.05μm以上之Cr系碳氮化物間之平均距離為3.0μm以上，且

   基於成形極限線圖之成形極限之最大對數應變之最小值為0.20以上。
2. 一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之製造方法，其對具有請求項1之成分組成之鋼素材進行熱軋而製成熱軋鋼板，對該熱軋鋼板施行加熱溫度為800~900℃、保持時間為1小時以上之熱軋板退火後，進行冷軋而製成冷軋鋼板，其次，對該冷軋鋼板施行加熱溫度為800~900℃、保持時間為5~300秒之冷軋板退火，且

   於上述冷軋板退火中，將500℃至加熱溫度之平均加熱速度設為20℃/s以下，且將加熱溫度至500℃之平均冷卻速度設為10℃/s以上。

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