CN107002200A - 铁素体系不锈钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

通过设定为预定的成分组成、使满足C浓度：2CC以上、N浓度：2CN以上中任意一者或两者的铁素体晶粒以相对于组织整体的体积率计为5％以上且50％以下且使维氏硬度为180以下，提供成形性和耐起皱特性优良并且能够在高生产率下进行制造的铁素体系不锈钢。在此，CC和CN分别为C和N的钢中含量(质量％)。

Description

铁素体系不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢。
背景技术
以SUS430为代表的铁素体系不锈钢廉价且耐腐蚀性优良，因此，被用于家电产品、厨房设备等中。近年来，由于具有磁性，在能够应对IH(感应加热)方式的烹调器具中的应用增加。锅等烹调器具大多通过胀形加工来成形，为了成形为预定的形状，需要充分的伸长率。
另一方面，烹调锅等的表面外观也显著左右商品价值。通常，对铁素体系不锈钢进行成形时，会形成被称为起皱的表面凹凸，成形后的表面外观变差。在产生过度的起皱的情况下，在成形后需要将凹凸除去的研磨工序，存在制造成本增加这样的问题。因此，要求起皱要小。起皱因具有类似的晶体取向的铁素体晶粒的集合体(以下，有时记为铁素体晶团或晶团)而产生。认为是在铸造时生成的粗大的柱状晶组织因热轧而伸展，伸展后的晶粒或晶粒群在经过热轧板退火、冷轧和冷轧板退火后也残留，由此形成晶团。
针对上述的问题，例如，在专利文献1中公开了：“一种铁素体系不锈钢的制造方法，其中，对以质量％计含有C：0.02～0.12％、N：0.02～0.12％、Cr：16～18％、V：0.01～0.15％、Al：0.03％以下的钢原材进行加热，进行轧制结束温度FDT达到1050～750℃范围的热轧，在热轧结束后2秒以内开始冷却，以10～150℃/s的冷却速度冷却至550℃以下后卷取，形成铁素体+马氏体组织，或者进一步进行在冷条件或温条件下进行压下率为2～15％的轧制的预轧制工序，进行热轧板退火”。需要说明的是，在此，可以在卷取后骤冷来代替热轧后的骤冷而形成铁素体+马氏体组织。
另外，在专利文献2中公开了：“一种铁素体系不锈钢冷轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.01～0.08％、Si：0.30％以下、Mn：0.30～1.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.02％以下、N：0.01～0.08％、Cr：16.0～18.0％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成和包含析出有Cr碳氮化物的铁素体晶粒的组织，在轧制方向与板厚方向所形成的断面，板厚方向的平均铁素体结晶粒径Dz与轧制方向的平均铁素体结晶粒径Dl之比Dz/Dl为0.7以上，并且Cr碳氮化物的在观察视野中所占的面积率Sp为2％以上、平均圆当量直径Dp为0.5μm以上”。需要说明的是，Cr碳氮化物的Sp和Dp通过利用SEM以2000倍进行观察来求出。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-98328号公报
专利文献2：日本特开2009-275268号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1的方法中，在钢板的制造时，在热轧板退火前需要实施预轧制，因此，在轧制负荷增加、生产率降低这一点残留有问题。
另外，专利文献2中记载的钢板粗大至最终退火板中析出的Cr碳氮化物的平均圆当量半径为0.5μm以上，因此，在加工成产品时，可能会根据加工条件而产生表面缺陷。
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供成形性和耐起皱特性优良并且能够在高生产率下进行制造的铁素体系不锈钢、并且提供其制造方法。
需要说明的是，“优良的成形性”是指依照JIS Z 2241的拉伸试验中的断裂伸长率(El)在以相对于轧制方向成直角的方向(以下，有时记为轧制直角方向)作为长度方向的试验片中为25％以上、优选为28％以上、更优选为30％以上。
另外，“优良的耐起皱特性”是指通过如下所述的方法测定的起皱高度为2.5μm以下。起皱高度的测定中，首先，与轧制方向平行地裁取JIS 5号拉伸试验片。接着，使用#600的砂纸对裁取的试验片的表面进行研磨，然后赋予20％的拉伸应变。接着，在试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上，利用表面粗糙度计测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度Wa。测定条件为测定长度16mm、高截止滤波器波长0.8mm、低截止滤波器波长8mm。将该算术平均波纹度设定为起皱高度。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，发明人反复进行了深入研究。特别是，发明人为了提高生产率，对通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用目前通常进行的箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来确保优良的成形性和耐起皱特性的方法反复进行了深入研究。
结果发现，即使在进行使用连续退火炉的短时间的热轧板退火的情况下，通过在热轧板退火时生成预定量的马氏体相并在该状态下实施冷轧，也能够将铸造阶段中生成的铁素体晶团有效地破坏。
此外发现，通过将这样得到的冷轧板在铁素体单相温度范围内进行冷轧板退火，可以得到以在热轧板退火时生成的马氏体相为起点的C和N中的至少一者富集后的铁素体晶粒(以下，有时记为C·N富集晶粒)与以热轧板退火的期间也为铁素体相的部分为起点的碳氮化物浓度低的铁素体晶粒(以下，有时仅记为非富集晶粒)的复合组织，由此，可以同时得到优良的耐起皱特性和成形性。另外发现，在此，作为判定为C和N中的至少一者富集于铁素体晶粒中的基准，铁素体晶粒中的C和N的浓度中的至少一者为C和N的钢中含量(质量％)的2倍以上是适当的。
即，C·N富集晶粒中，在冷轧板退火时大量析出微细的碳氮化物，因此，通过钉扎效应使退火时的晶粒生长得到抑制，由此，防止铁素体晶团的聚集，耐起皱特性提高。另一方面，非富集晶粒中，C·N浓度降低，因此，晶粒生长得到促进，伸长率、即成形性提高。
本发明基于上述见解并进一步进行研究后完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种铁素体系不锈钢，其包含以质量％计含有C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％且余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，
满足C浓度：2CC以上、N浓度：2CN以上中任意一者或两者的铁素体晶粒以相对于组织整体的体积率计为5％以上且50％以下，
维氏硬度为180以下，
在此，CC和CN分别为C和N的钢中含量(质量％)。
2.如上述1所述的铁素体系不锈钢，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上。
3.如上述1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，上述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.10％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。
4.如上述1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，
上述成分组成中的C的含量为0.005～0.030质量％、Si的含量为0.25质量％以上且低于0.40质量％、Mn的含量为0.05～0.35质量％，
上述铁素体晶粒的体积率为5％以上且30％以下，
相对于轧制方向成直角的方向的断裂伸长率为28％以上、起皱高度为2.5μm以下。
5.如上述1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，
上述成分组成中的C的含量为0.005～0.025质量％、Si的含量为0.05质量％以上且低于0.25质量％、Mn的含量为0.60～0.90质量％、N的含量为0.005～0.025质量％，
上述铁素体晶粒的体积率为5％以上且20％以下，
相对于轧制方向成直角的方向的断裂伸长率为30％以上、起皱高度为2.5μm以下。
6.一种铁素体系不锈钢的制造方法，其为用于制造上述1～5中任一项所述的铁素体系不锈钢的方法，其具备：
对包含上述1～5中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧板的工序；
对上述热轧板进行在900℃以上且1050℃以下的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板的工序；
对上述热轧退火板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和
对上述冷轧板进行在800℃以上且低于900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火的工序。
7.如上述6所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，
上述成分组成中的C的含量为0.005～0.030质量％、Si的含量为0.25质量％以上且低于0.40质量％、Mn的含量为0.05～0.35质量％，
上述热轧板退火中的保持温度为940℃以上且1000℃以下，
上述冷轧板退火中的保持温度为820℃以上且低于880℃。
8.如上述6所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，
上述成分组成中的C的含量为0.005～0.025质量％、Si的含量为0.05质量％以上且低于0.25质量％、Mn的含量为0.60～0.90质量％、N的含量为0.005～0.025质量％，
上述热轧板退火中的保持温度为960℃以上且1050℃以下，
上述冷轧板退火中的保持温度为820℃以上且低于880℃。
发明效果
根据本发明，能够得到成形性和耐起皱特性优良的铁素体系不锈钢。
另外，本发明的铁素体系不锈钢能够通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来制造，因此，在生产率方面是极其有利的。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明的铁素体系不锈钢具有优良的成形性和耐起皱特性的理由进行说明。
为了提高不锈钢的耐起皱特性，将作为具有类似的晶体取向的晶粒的集合体的铁素体晶团破坏是有效的。
本发明人从生产率的观点考虑，为了通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火而非通过利用目前通常进行的箱式退火(分批退火)的长时间的热轧板退火来确保优良的成形性和耐起皱特性而反复进行了研究，结果发现，在热轧板退火时升温至铁素体相与奥氏体相的两相温度范围而促进再结晶并且生成奥氏体相，在热轧板退火后确保预定量的马氏体相，对含有该预定量的马氏体相的热轧退火板进行冷轧，由此，有效地对铁素体相赋予轧制应变，高效地破坏铁素体晶团。
此外，本发明人发现，通过对成分组成、热轧板退火条件和冷轧板退火条件适当进行控制而使冷轧板退火组织形成为C·N富集晶粒与非富集晶粒的复合组织，能够得到耐起皱特性的进一步提高和充分的成形性。C·N富集晶粒是热轧退火时生成的马氏体分解而得到的铁素体晶粒。在热轧板退火时加热至(铁素体+奥氏体)两相区时，C、N向固溶限比铁素体相大的奥氏体相富集。然后，被冷却时，奥氏体相发生相变，形成富集有C、N的马氏体相。将这样的含有马氏体相的热轧退火板在冷轧后在铁素体单相温度范围内进行退火，将马氏体相分解，由此，能够得到C·N富集晶粒。在该C·N富集晶粒中大量析出碳氮化物，因此，在冷轧板退火时因钉扎效应而使晶粒生长受到阻碍。由此认为，铁素体晶粒的过度的织构聚集得到防止，耐起皱特性大幅提高。该效果在C和N中的至少一者富集至其钢中含量(质量％)的2倍以上时得到。另一方面，C·N富集晶粒以外的铁素体晶粒(非富集晶粒)的C和N浓度比钢中含量(质量％)降低，因此，在冷轧板退火时促进晶粒生长，伸长率提高。由此，能够兼顾优良的耐起皱特性与充分的成形性。
但是，C·N富集晶粒的体积率增多至一定以上时，强度过度上升，断裂伸长率降低。因此，发明人对得到优良的成形性和耐起皱特性的C·N富集晶粒的体积率进行了详细研究。
结果发现，通过将冷轧板退火后的C·N富集晶粒的体积率控制为以相对于组织整体的体积率计为5～50％的范围，可以得到预定的成形性和耐起皱特性而不伴随钢板强度的上升所引起的断裂伸长率的降低。特别是在考虑到成形性与耐起皱特性的平衡的情况下，优选C·N富集晶粒的体积率以相对于组织整体的体积率计为5～30％。另外，从得到更优良的成形性的观点考虑，优选C·N富集晶粒的体积率以相对于组织整体的体积率计为5～20％。需要说明的是，包含C·N富集晶粒的铁素体晶粒以外的组织基本上为包含非富集晶粒的铁素体晶粒，但除此以外的组织(马氏体相等)以相对于组织整体的体积率的合计低于1％时，可以容许。
另外，冷轧板退火的保持温度、保持时间变得不充分时，不仅铁素体晶粒的再结晶变得不充分，而且热轧板退火时生成的马氏体相的分解也变得不充分，伸长率降低。为了得到充分的成形性，需要在冷轧板退火后使再结晶充分完成并且使热轧板退火时生成的马氏体相充分分解。另一方面，冷轧板退火中的保持温度过高时，马氏体相重新生成，伸长率降低。因此，需要抑制马氏体相的存在量。马氏体相以相对于组织整体的体积率计必须低于1％。为了得到优良的成形性，优选为0％。
本发明人的研究结果获知，为了避免这些问题而得到适当的组织，对冷轧板退火条件适当进行控制而使维氏硬度为180以下即可。优选维氏硬度为165以下。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢中的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明，则仅以“％”表示。
C：0.005～0.050％
C是用于使C·N富集晶粒生成而提高耐起皱特性的重要元素。另外，还具有促进奥氏体相的生成、在热轧板退火时扩大铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到这些效果，需要含有0.005％以上的C。但是，C含量超过0.050％时，钢板硬质化，得不到预定的断裂伸长率。因此，C含量设定为0.005～0.050％的范围。另外，从进一步提高断裂伸长率、得到优良的成形性的观点考虑，优选根据后述的Si含量和Mn含量将C含量设定为0.005～0.030％或0.005～0.025％的范围。更优选为0.008～0.025％的范围，进一步优选为0.010～0.020％的范围。
Si：0.01～1.00％
Si是在钢熔炼时作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Si。但是，Si含量超过1.00％时，钢板硬质化，得不到预定的断裂伸长率。此外，在退火时生成的表面氧化皮变得牢固，难以进行酸洗，因此不优选。因此，Si含量设定为0.01～1.00％的范围。优选为0.05～0.75％的范围。进一步优选为0.05～0.40％的范围。
需要说明的是，在后述的Mn含量为0.05～0.35％的范围的情况下，从确保预定的耐起皱特性、并且使断裂伸长率进一步提高而得到优良的成形性的观点考虑，Si含量优选设定为0.25％以上且低于0.40％的范围。
另外，在后述的Mn含量为0.60～0.90％的范围的情况下，从确保预定的耐起皱特性、并且使断裂伸长率进一步提高而得到优良的成形性的观点考虑，Si含量优选设定为0.05％以上且低于0.25％。
Mn：0.01～1.0％
Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、在热轧板退火时扩大铁素体相与奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Mn。但是，Mn含量超过1.0％时，MnS的生成量增加，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量设定为0.01～1.0％的范围。优选为0.05～0.90％的范围。
需要说明的是，如上所述，在Si含量为0.25％以上且低于0.40％的范围的情况下，从确保预定的耐起皱特性、并且使断裂伸长率进一步提高而得到优良的成形性的观点考虑，Mn含量优选设定为0.05～0.35％的范围。
另外，在Si含量为0.05％以上且低于0.25％的范围的情况下，从确保预定的耐起皱特性、并且使断裂伸长率进一步提高而得到优良的成形性的观点考虑，Mn含量优选设定为0.60～0.90％的范围。更优选为0.70～0.90％的范围。进一步优选为0.75～0.85％的范围。
P：0.040％以下
P是助长因晶界偏析引起的晶界破坏的元素，因此优选较低，将上限设定为0.040％。优选为0.030％以下。进一步优选为0.020％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，从制造成本等的观点考虑，为约0.010％。
S：0.010％以下
S是形成MnS等硫化物系夹杂物而存在、使延展性和耐腐蚀性等降低的元素，特别是在含量超过0.010％时显著地产生这些不良影响。因此，S含量优选尽可能低，S含量的上限设定为0.010％。优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，从制造成本等的观点考虑，为约0.001％。
Cr：15.5～18.0％
Cr是具有在钢板表面形成钝化覆膜而提高耐腐蚀性的效果的元素。为了得到该效果，需要将Cr含量设定为15.5％以上。但是，Cr含量超过18.0％时，在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，得不到预定的材料特性。因此，Cr含量设定为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～17.5％的范围。进一步优选为16.5～17.0％的范围。
Ni：0.01～1.0％
Ni与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、在热轧板退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要将Ni含量设定为0.01％以上。但是，Ni含量超过1.0％时，加工性降低。因此，Ni含量设定为0.01～1.0％的范围。优选为0.1～0.6％的范围。进一步优选为0.1～0.4％的范围。
Al：0.001～0.10％
Al与Si同样地是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上的Al。但是，Al含量超过0.10％时，Al2O3等Al系夹杂物增加，表面性状容易降低。因此，Al含量设定为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.05％的范围。进一步优选为0.001～0.03％的范围。
N：0.005～0.06％
N是用于使C·N富集晶粒生成而提高耐起皱特性的重要元素。另外，还具有促进奥氏体相的生成、在热轧板退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。为了得到该效果，需要将N含量设定为0.005％以上。但是，N含量超过0.06％时，延展性显著降低，而且因助长Cr氮化物的析出而导致耐腐蚀性的降低。因此，N含量设定为0.005～0.06％的范围。优选为0.005～0.05％的范围。更优选为0.005～0.025％的范围。进一步优选为0.010～0.025％的范围。更进一步优选为0.010～0.020％的范围。
需要说明的是，特别是在C含量为0.005～0.025％、Si含量为0.05％以上且低于0.25％、Mn含量为0.60～0.90％的范围的情况下，N含量优选设定为0.005～0.025％的范围。更优选为0.010～0.025％的范围。进一步优选为0.010～0.020％的范围。
以上，对基本成分进行了说明，但本发明的铁素体系不锈钢中，可以出于提高制造性或材料特性的目的而根据需要适当地含有如下所述的元素。
选自Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上
Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％
Cu和Mo均是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高耐腐蚀性时含有是有效的。另外，Cu具有促进奥氏体相的生成、在热轧板退火时扩大出现铁素体相和奥氏体相的两相温度范围的效果。这些效果分别在含有0.01％以上时得到。但是，Cu含量超过1.0％时，热加工性有时降低，从而不优选。因此，在含有Cu的情况下，设定为0.01～1.0％的范围。优选为0.2～0.8％的范围。进一步优选为0.3～0.5％的范围。另外，Mo含量超过0.5％时，在退火时奥氏体相的生成变得不充分，得不到预定的材料特性，从而不优选。因此，在含有Mo的情况下，设定为0.01～0.5％的范围。优选为0.2～0.3％的范围。
Co：0.01～0.5％
Co是提高韧性的元素。该效果通过添加0.01％以上的Co而得到。另一方面，Co含量超过0.5％时，使制造性降低。因此，在含有Co的情况下，设定为0.01～0.5％的范围。进一步优选为0.02～0.20％的范围。
选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.10％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上
V：0.01～0.25％
V与钢中的C和N结合而降低固溶C、N。由此，抑制热轧板中的碳氮化物的析出，抑制因热轧、退火引起的线状缺陷的产生，从而改善表面性状。为了得到这些效果，需要将V含量设定为0.01％以上。但是，V含量超过0.25％时，加工性降低，并且导致制造成本的上升。因此，在含有V的情况下，设定为0.01～0.25％的范围。优选为0.03～0.15％的范围。进一步优选为0.03～0.05％的范围。
Ti：0.001～0.10％、Nb：0.001～0.10％
Ti和Nb与V同样地是与C和N的亲和力高的元素，具有在热轧时以碳化物或氮化物的形式析出、使母相中的固溶C、N降低而提高冷轧板退火后的加工性的效果。为了得到这些效果，优选含有0.001％以上的Ti或0.001％以上的Nb。但是，Ti含量或Nb含量超过0.10％时，由于过量的TiN和NbC的析出而无法得到良好的表面性状。因此，在含有Ti的情况下设定为0.001～0.10％的范围，在含有Nb的情况下设定为0.001～0.10％的范围。Ti含量优选为0.003～0.010％的范围。Nb含量优选为0.005～0.020％的范围。进一步优选为0.010～0.015％的范围。
Ca：0.0002～0.0020％
Ca是用于防止连铸时容易产生的Ti系夹杂物的析晶所引起的喷嘴的堵塞有效的成分。为了得到其效果，需要含有0.0002％以上。但是，Ca含量超过0.0020％时，生成CaS，耐腐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下，设定为0.0002～0.0020％的范围。优选为0.0005～0.0015的范围。进一步优选为0.0005～0.0010％的范围。
Mg：0.0002～0.0050％
Mg是具有提高热加工性的效果的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，Mg含量超过0.0050％时，表面品质降低。因此，在含有Mg的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。
B：0.0002～0.0050％
B是对于防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.0002％以上。但是，B含量超过0.0050％时，热加工性降低。因此，在含有B的情况下，设定为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。进一步优选为0.0005～0.0020％的范围。
REM：0.01～0.10％
REM(Rare Earth Metals，稀土金属)是提高耐氧化性的元素，特别具有抑制焊接部的氧化覆膜形成而提高焊接部的耐腐蚀性的效果。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的REM。但是，REM含量超过0.10％时，使冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。另外，REM是昂贵的元素，因此，过度的添加会导致制造成本的增加，因此不优选。因此，在含有REM的情况下，设定为0.01～0.10％的范围。
以上，对本发明的铁素体系不锈钢中的成分组成进行了说明。
需要说明的是，本发明中的成分组成中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。
首先，将由上述成分组成构成的钢水利用转炉、电炉、真空熔化炉等公知的方法进行熔炼，通过连铸法或铸锭-开坯法制成钢原材(板坯)。将该板坯在1100～1250℃下加热1～24小时或者不进行加热而以铸造的状态直接进行热轧，制成热轧板。
然后，对热轧板进行在成为铁素体相与奥氏体相的两相区温度的900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟的热轧板退火，制成热轧退火板。
另外，在C：0.005～0.030％、Si：0.25％以上且低于0.40％和Mn：0.05～0.35％的成分组成的情况(以下，也仅称为成分组成1的情况)下，优选进行在940℃以上且1000℃以下的温度下保持5秒～15分钟的热轧板退火。
此外，在C：0.005～0.025％、Si：0.05％以上且低于0.25％、Mn：0.60～0.90％和N：0.005～0.025％的成分组成的情况(以下，也仅称为成分组成2的情况)下，优选进行在960℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟的热轧板退火。
接着，对热轧退火板根据需要实施酸洗后，实施冷轧而制成冷轧板。然后，对冷轧板进行冷轧板退火，制成冷轧退火板。进一步对冷轧退火板根据需要实施酸洗，制成产品。
从延展性、弯曲性、冲压成形性和形状矫正的观点出发，冷轧优选以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，可以反复进行两次以上的冷轧-退火。另外，冷轧板退火通过在800℃以上且低于900℃的温度内保持5秒～5分钟来进行。需要说明的是，在上述的成分组成1或2的情况下，优选在820℃以上且低于880℃的温度下保持5秒～5分钟。另外，为了进一步要求光泽，可以进行BA退火(光亮退火)。
需要说明的是，为了进一步提高表面性状，可以实施磨削、研磨等。
以下，对上述的制造条件中热轧板退火和冷轧板退火条件的限定理由进行说明。
热轧板退火条件：在900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟
热轧板退火是本发明用于得到优良的成形性和耐起皱特性的极其重要的工序。热轧板退火中的保持温度低于900℃时，不产生充分的再结晶，而且成为铁素体单相区，因此，有时得不到通过两相区退火表现的本发明的效果。另一方面，保持温度超过1050℃时，在热轧板退火后生成的马氏体相的体积率减少，因此，之后的冷轧中的向铁素体相的轧制应变的集中效果降低，铁素体晶团的破坏变得不充分，有时得不到预定的耐起皱特性。
另外，保持时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分产生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此，有时得不到期望的成形性。另一方面，保持时间超过15分钟时，会助长C向奥氏体相中的富集，在热轧板退火后过量生成马氏体相，热轧板韧性有时降低。因此，热轧板退火在900℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟。优选在920℃以上且1000℃以下的温度下保持5秒～15分钟。
需要说明的是，在上述的成分组成1的情况下，更优选在940℃以上且1000℃以下的温度下保持5秒～15分钟。另外，在上述的成分组成2的情况下，更优选在960℃以上且1050℃以下的温度下保持5秒～15分钟。需要说明的是，关于保持时间的上限，更优选设定为5分钟，进一步优选设定为3分钟。
冷轧板退火条件：在800℃以上且低于900℃的温度下保持5秒～5分钟
冷轧板退火是用于使热轧板退火中形成的铁素体相再结晶并且将C·N富集晶粒的体积率调节至预定的范围的重要工序。冷轧板退火中的保持温度低于800℃时，不会充分产生再结晶，无法得到预定的断裂伸长率。另一方面，冷轧板退火中的保持温度为900℃以上时，生成马氏体相，钢板硬质化，无法得到预定的断裂伸长率。
另外，保持时间少于5秒时，即使在预定的温度下进行退火，也不会充分产生铁素体相的再结晶，因此，无法得到预定的断裂伸长率。另一方面，保持时间超过5分钟时，晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此，从表面美观性的观点考虑是不优选的。因此，冷轧板退火在800℃以上且低于900℃的温度下保持5秒～5分钟。优选在820℃以上且低于900℃下保持5秒～5分钟。需要说明的是，在上述的成分组成1或2的情况下，优选在820℃以上且低于880℃的温度下保持5秒～5分钟。
实施例
将具有表1所示的成分组成的钢利用50kg小型真空熔化炉进行熔炼。将这些钢块在1150℃下加热1小时后，实施热轧而制成3.0mm厚的热轧板。热轧后，水冷至600℃后进行空冷。接着，对这些热轧板在表2中记载的条件下实施热轧板退火后，对表面进行利用喷丸处理和酸洗的脱氧化皮。进而，冷轧至板厚0.8mm后，在表2中记载的条件下进行冷轧板退火，进行利用酸洗的脱氧化皮处理，得到冷轧退火板。
对这样得到的冷轧退火板进行以下的评价。
(1)C·N富集晶粒的体积率
C·N富集晶粒的体积率测定使用EPMA(电子射线显微分析仪[日本电子JXA-8200])来进行。从冷轧退火板的宽度中央部切下宽度为10mm、长度为15mm的试验片，以使与轧制方向平行的断面露出的方式埋入到树脂中，对表面进行镜面研磨。在该埋入试样的板厚1/4部，拍摄200μm×200μm区域的组织图像(反射电子图像)。接着，对拍摄的区域存在的所有晶粒实施点分析，测定C和N浓度[加速电压15kV，照射电流1×10-7A，点径：0.5μm]。需要说明的是，在点分析时，基于预先利用C和N含量已知的试样测定而得到的标准曲线，对定量值进行校正。各晶粒的C和N浓度测定完成后，与另行通过湿式分析求出的C和N的钢中含量(设定为CC和CN)比较，将C浓度为2CC以上和/或N浓度为2CN以上的铁素体晶粒判定为C·N富集晶粒。接着，算出上述组织图像中的C·N富集晶粒的面积率，将其作为C·N富集晶粒的体积率。
需要说明的是，在发明例中，均得到了C·N富集晶粒与非富集晶粒的复合组织(铁素体相)，铁素体相以外的组织以相对于组织整体的体积率计小于1％。
(2)维氏硬度
维氏硬度评价依照JIS Z 2244来进行。从冷轧退火板的宽度中央部切下宽度为10mm、长度为15mm的试验片，以使与轧制方向平行的断面露出的方式埋入到树脂，对表面进行镜面研磨。接着，使用维氏硬度计，以1kgf(≈9.8N)的载荷在10个点测定该断面的板厚1/4部的硬度，将平均值作为该钢的维氏硬度。
(3)断裂伸长率
从冷轧退火板以使轧制直角方向为试验片的长度方向的方式裁取JIS 13B号拉伸试验片，依照JIS Z 2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率。将断裂伸长率为30％以上的情况设定为非常优良的伸长率且合格(◎◎)，将断裂伸长率为28％以上的情况设定为特别优良的伸长率且合格(◎)，将断裂伸长率为25％以上且小于28％的情况设定为合格(○)，将断裂伸长率小于25％的情况设定为不合格(×)。
(4)耐起皱特性
从冷轧退火板以使与轧制方向平行的方向为试验片的长度的方式裁取JIS 5号拉伸试验片，将其表面使用#600的砂纸进行研磨后，依照JIS Z2241进行拉伸试验，赋予20％的拉伸应变。然后，在该试验片的平行部中央的研磨面，在与轧制方向成直角的方向上使用表面粗糙度计，在测定长度为16mm、高截止滤波器波长为0.8mm、低截止滤波器波长为8mm的条件下测定JIS B 0601(2001年)中规定的算术平均波纹度Wa。将Wa为2.0μm以下的情况设定为特别优良的耐起皱特性且合格(◎)，将Wa大于2.0μm且在2.5μm以下的情况设定为合格(○)，将Wa大于2.5μm的情况设定为不合格(×)。
(5)耐腐蚀性
从冷轧退火板裁取60×100mm的试验片，制作将表面利用#600砂纸进行研磨抛光后对端面部进行了密封的试验片，供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验中，以盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2小时)→干燥(60℃、4小时、相对湿度40％)→湿润(50℃、2小时、相对湿度≥95％)作为1个循环，进行8个循环。
对实施8个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面进行照片拍摄，通过图像分析测定试验片表面的生锈面积，由与试验片总面积的比率算出生锈率((试验片中的生锈面积/试验片总面积)×100[％])。将生锈率为25％以下设定为合格(○)，将生锈率大于25％设定为不合格(×)。
将上述(1)～(5)的评价结果一并记载于表2中。
由表2可知，在发明例中，成形性和耐起皱特性均优良，并且耐腐蚀性也均优良。
另一方面，比较例No.25、No.26中，C含量或N含量低于适当范围，因此，C·N富集晶粒的体积率降低，耐起皱特性差。比较例No.27中，C含量和N含量超过适当范围，因此，C·N富集晶粒的体积率超过适当范围，断裂伸长率差，而且耐腐蚀性也差。
比较例No.28中，Si含量超过适当范围，因此，断裂伸长率差，而且在热轧板退火时无法充分生成马氏体相，耐起皱特性差。比较例No.29中，Mn含量超过适当范围，因此，耐腐蚀性差。比较例No.30中，Cr含量低于适当范围，因此，耐腐蚀性差。比较例No.31中，Cr含量超过适当范围，因此，C·N富集晶粒的体积率低于适当范围，耐起皱特性差。
另外，比较例No.32和No.36中，热轧板退火的保持温度和保持时间在适当范围外，在热轧板退火中不会生成充分量的马氏体相，因此，耐起皱特性差。No.33和No.37中，热轧板退火的保持温度低于适当范围，因此，冷轧退火板中的C·N富集晶粒的体积率不充分，耐起皱特性差。
比较例No.34和No.38中，冷轧板退火的保持温度低于适当范围，因此，再结晶不充分，硬度高，断裂伸长率差。比较例No.35和No.39中，冷轧板退火的保持温度超过适当范围，因此，生成硬质的马氏体相，硬度高，断裂伸长率差。
由上可知，根据本发明，可以得到具有优良的耐起皱特性和成形性并且耐腐蚀性也优良的不锈钢。
产业上的可利用性
通过本发明得到的铁素体系不锈钢特别适合应用于以胀形为主体的冲压成形品、要求高表面美观性的用途、例如厨房器具、餐具中。

Claims (8)

1.一种铁素体系不锈钢，其包含以质量％计含有C：0.005～0.050％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.01～1.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Cr：15.5～18.0％、Ni：0.01～1.0％、Al：0.001～0.10％和N：0.005～0.06％且余量为Fe和不可避免的杂质的成分组成，
满足C浓度：2CC以上、N浓度：2CN以上中任意一者或两者的铁素体晶粒以相对于组织整体的体积率计为5％以上且50％以下，
维氏硬度为180以下，
在此，CC和CN分别为C和N的钢中含量(质量％)。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Cu：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.5％和Co：0.01～0.5％中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，所述成分组成进一步以质量％计含有选自V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.10％、Nb：0.001～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％、Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％和REM：0.01～0.10％中的一种或两种以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，
所述成分组成中的C的含量为0.005～0.030质量％、Si的含量为0.25质量％以上且低于0.40质量％、Mn的含量为0.05～0.35质量％，
所述铁素体晶粒的体积率为5％以上且30％以下，
相对于轧制方向成直角的方向的断裂伸长率为28％以上、起皱高度为2.5μm以下。
5.如权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，
所述成分组成中的C的含量为0.005～0.025质量％、Si的含量为0.05质量％以上且低于0.25质量％、Mn的含量为0.60～0.90质量％、N的含量为0.005～0.025质量％，
所述铁素体晶粒的体积率为5％以上且20％以下，
相对于轧制方向成直角的方向的断裂伸长率为30％以上、起皱高度为2.5μm以下。
6.一种铁素体系不锈钢的制造方法，其为用于制造权利要求1～5中任一项所述的铁素体系不锈钢的方法，其具备：
对包含权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯进行热轧而制成热轧板的工序；
对所述热轧板进行在900℃以上且1050℃以下的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板的工序；
对所述热轧退火板进行冷轧而制成冷轧板的工序；和
对所述冷轧板进行在800℃以上且低于900℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火的工序。
7.如权利要求6所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，
所述成分组成中的C的含量为0.005～0.030质量％、Si的含量为0.25质量％以上且低于0.40质量％、Mn的含量为0.05～0.35质量％，
所述热轧板退火中的保持温度为940℃以上且1000℃以下，
所述冷轧板退火中的保持温度为820℃以上且低于880℃。
8.如权利要求6所述的铁素体系不锈钢的制造方法，其中，所述成分组成中的C的含量为0.005～0.025质量％、Si的含量为0.05质量％以上且低于0.25质量％、Mn的含量为0.60～0.90质量％、N的含量为0.005～0.025质量％，
所述热轧板退火中的保持温度为960℃以上且1050℃以下，
所述冷轧板退火中的保持温度为820℃以上且低于880℃。
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