CN110462079A - 铁素体系不锈钢 - Google Patents

铁素体系不锈钢 Download PDF

Info

Publication number
CN110462079A
CN110462079A CN201780089128.1A CN201780089128A CN110462079A CN 110462079 A CN110462079 A CN 110462079A CN 201780089128 A CN201780089128 A CN 201780089128A CN 110462079 A CN110462079 A CN 110462079A
Authority
CN
China
Prior art keywords
content
stainless steel
less
ferrite
deep
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201780089128.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110462079B (zh
Inventor
石井知洋
藤泽光幸
杉原玲子
上力
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Jitomi Corp
JFE Steel Corp
Original Assignee
Jitomi Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jitomi Corp filed Critical Jitomi Corp
Publication of CN110462079A publication Critical patent/CN110462079A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110462079B publication Critical patent/CN110462079B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供在深拉深加工后进行焊接时不易因焊接的热影响所引起的膨胀收缩和变形所引起的应力在焊接部附近产生裂纹、焊接部附近的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。将成分组成设定为以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.01～0.50％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.01～0.40％、Mo：0.30～3.0％、Al：0.01～0.15％、Ti：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、Co：0.01～6.00％、B：0.0002～0.0050％、N：0.001～0.020％，满足0.30％≤Ti+Nb+V≤0.60％，余量为Fe和不可避免的杂质。

Description

铁素体系不锈钢
技术领域
本发明涉及适合用于在深拉深加工后利用焊接进行接合的结构体的制造的、焊接部的形状和耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
背景技术
以往，铁素体系不锈钢与奥氏体系不锈钢、高张力钢板等相比，在冲压成形性的方面较差，在需要优良的冲压成形性的用途中，其使用受到限制。
但是，近年来的铁素体系不锈钢的冲压成形性、特别是深拉深加工性的提高惊人，正在推进铁素体系不锈钢在实施严苛的冲压加工的用途、例如厨房用材料、电气设备部件、汽车用部件等中的应用。
在专利文献1中公开了深拉深性优良的铁素体系不锈钢板。该钢板中，将钢的成分组成和制造条件控制为适当范围，使最终退火后的钢板的平均r值为2.0以上、使平均结晶粒径为50μm以下并且使(拉伸强度(MPa)×平均r值)/(结晶粒径(μm)))为20以上，由此改善深拉深性。
在专利文献2中公开了冲压成形性优良的铁素体系不锈钢冷轧钢板。该钢板中，防止AlN的微细析出而减少微细AlN所带来的析出强化，并且使铁素体粒径小于10μm，由此使局部伸长率增加。此外，在该文献中，通过使铁素体晶粒内的Cr碳氮化物的平均粒径为0.6μm以上，使均匀伸长率提高，提高冲压成形性。
另外，在专利文献3中公开了深拉深性优良的铁素体系不锈钢板。该钢板中，通过调整热轧条件，使平均铁素体结晶粒径为40μm以下，使在由轧制方向和板厚方向构成的断面中与{111}//ND的取向差为10°以内的铁素体晶粒所占的比例为20％以上，从而提高深拉深性。
但是，即使使用这些冲压成形性优良的铁素体系不锈钢板，也未必能够充分抑制进行严苛的冲压成形时产生的纵向裂纹的产生。
为了抑制该纵向裂纹，在专利文献4中公开了深拉深性、耐二次加工脆性和耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢板。该钢板中，除了添加适当量的Nb和/或Ti以及B和V以外，使进行最终退火、酸洗后或进一步进行表皮光轧后的钢板的平均结晶粒径为40μm以下且使表面粗糙度Ra为0.30μm以下，由此兼顾深拉深性和耐二次加工脆性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-138349号公报
专利文献2：日本特开2007-119847号公报
专利文献3：日本特开2009-299116号公报
专利文献4：日本特开2003-201547号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，即使使用专利文献4的铁素体系不锈钢板，也不能完全防止特别是在冲压成形后进行焊接时产生的焊接部附近的裂纹。
鉴于现有技术所存在的上述问题，本发明的目的在于提供在深拉深加工后进行焊接时不易因焊接的热影响所引起的膨胀收缩和变形所引起的应力在焊接部附近产生裂纹、焊接部附近的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人对铁素体系不锈钢的成分组成与焊接部附近的裂纹和耐腐蚀性的相关性进行了考察，得到了以下的(1)～(3)的见解。
(1)对由于深拉深加工使晶界的强度降低了的区域进行焊接时，由于因焊接的热在焊接部附近产生的膨胀和收缩的应力，在焊接部附近产生裂纹。
(2)Co的添加会使热膨胀系数减少，因此，因焊接的热引起的膨胀和收缩减少，焊接部的变形和焊接部附近的应力减少。其结果是，通过添加Co，将不易产生焊接部附近的裂纹。
(3)B的添加会抑制深拉深加工所引起的晶界的强度的降低，因此，即使在深拉深加工后的焊接部附近产生热应力，也将不易产生裂纹。
本发明是基于以上的结果而构成的。即，本发明以下述的构成作为主旨。
[1]一种铁素体系不锈钢，其具有如下成分组成：
以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.01～0.50％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.01～0.40％、Mo：0.30～3.0％、Al：0.01～0.15％、Ti：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、Co：0.01～6.00％、B：0.0002～0.0050％、N：0.001～0.020％，
满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质。
0.30％≤Ti+Nb+V≤0.60％ (1)
(1)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。
[2]如[1]所述的铁素体系不锈钢，其中，
上述Mo含量为0.30～1.50％、上述Ti含量为0.25～0.40％、上述Nb含量为0.03～0.13％、上述V含量为0.02～0.13％、上述Co含量为0.02～0.30％，
满足下述(2)式、(3)式。
Co/B：10～150 (2)
Nb+V≤0.22％ (3)
(2)式、(3)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。
[3]如[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计还含有Zr：1.0％以下、W：1.0％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上。
发明效果
本发明的铁素体系不锈钢即使用于在深拉深加工后利用焊接进行接合的结构体的制造，也可以得到不易因焊接的热影响所引起的膨胀收缩和变形所引起的应力在焊接部附近产生裂纹、焊接部附近的耐腐蚀性优良的结构体。
需要说明的是，由于不易在焊接部附近产生裂纹，因此，可以说上述结构体的焊接部的形状优良。
附图说明
图1是用于对圆筒深拉深形状的试验片进行说明的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施方式。
本发明(第一发明)的铁素体系不锈钢的成分组成以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.01～0.50％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.01～0.40％、Mo：0.30～3.0％、Al：0.01～0.15％、Ti：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、Co：0.01～6.00％、B：0.0002～0.0050％、N：0.001～0.020％，满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质。
0.30％≤Ti+Nb+V≤0.60％ (1)
(1)式中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。
另外，本发明(第一发明)的铁素体系不锈钢的成分组成可以进一步以质量％计含有Zr：0.5％以下、W：1.0％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上。
以下，对本发明(第一发明)的铁素体系不锈钢的成分组成详细地进行说明。需要说明的是，表示各元素的含量的％只要没有特别记载则为质量％。
C：0.001～0.020％
C的含量多时强度提高，少时加工性提高。为了得到适度的强度，含有0.001％以上是适当的。但是，C含量超过0.020％时，加工性的降低变得显著，不适合于深拉深加工。因此，C含量设定为0.001～0.020％。关于下限，优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.004％以上。
关于上限，优选为0.018％以下。更优选为0.015％以下。进一步优选为0.014％以下。需要说明的是，在仅不可避免地含有的C的C含量达到上述范围的情况下，不需要主动地添加C。
Si：0.01～0.30％
Si是对脱氧有用的元素。其效果通过含有0.01％以上而得到。但是，Si含量超过0.30％时，加工性的降低变得显著，不适合于深拉深加工。因此，Si的含量设定为0.01％～0.30％。关于下限，优选为0.05％以上，更优选为0.08％以上，进一步优选为0.11％以上。关于上限，优选为0.20％以下，更优选为0.18％以下，进一步优选为0.16％以下。
Mn：0.01～0.50％
Mn具有提高强度的效果。其效果通过含有0.01％以上而得到。另一方面，过量含有Mn时，加工性显著降低，变得不适合于深拉深加工。因此，Mn含量为0.50％以下是适当的。因此，Mn的含量设定为0.01～0.50％。关于下限，优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.11％以上。
关于上限，优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下。需要说明的是，Mn在钢中不可避免地含有，因此，不可避免地含有的Mn含量为上述范围时，不需要添加Mn。
P：0.04％以下
P是在钢中不可避免地含有的元素，并且是在深拉深加工后的晶界偏析而使晶界的强度降低、容易产生晶间裂纹的元素。因此，P含量越少越优选，从得到本发明的效果的观点考虑，可以不含有(可以为0％)。因此，P含量设定为0.04％以下。更优选为0.03％以下。
S：0.01％以下
S是在钢中不可避免地含有的元素。S含量超过0.01％时，CaS、MnS等水溶性硫化物的形成被促进，耐腐蚀性降低。另外，从得到本发明的效果的观点考虑，可以不含有S(可以为0％)。因此，S含量设定为0.01％以下。更优选为0.005％以下。
Cr：18.0～24.0％
Cr是决定不锈钢的耐腐蚀性的最重要的元素。Cr含量低于18.0％时，得不到作为不锈钢充分的耐腐蚀性。特别是焊接部的耐腐蚀性变得不充分。另一方面，过量含有Cr时，加工性降低，不适合于深拉深加工。因此，Cr含量为24.0％以下是适当的。因此，Cr含量设定为18.0～24.0％。关于下限，优选为19.0％以上，更优选为20.0％以上，进一步优选为20.5％以上。关于上限，优选为23.5％以下，更优选为22.5％以下，进一步优选为22.0％以下。进一步优选为21.5％以下。
Ni：0.01～0.40％
Ni是提高不锈钢的耐腐蚀性的元素，并且是在无法形成钝化膜、发生活性溶解的腐蚀环境中抑制腐蚀进展的元素。其效果通过使Ni含量为0.01％以上而得到。但是，Ni含量为0.40％以上时，加工性降低，因此，不适合于深拉深加工。因此，Ni的含量设定为0.01～0.40％。关于下限，优选为0.03％以上，更优选为0.07％以上，进一步优选为0.11％以上。
关于上限，优选为0.35％以下，更优选为0.25％以下，进一步优选为0.18％以下。
Mo：0.30～3.0％
Mo是促进钝化膜的再钝化、提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。通过与Cr一起含有，其效果变得更显著。Mo所带来的耐腐蚀性提高效果通过含有0.30％以上而得到。但是，Mo含量超过3.0％时，高温强度增加，轧制负荷变大，因此，制造性降低。因此，Mo含量设定为0.30～3.0％。关于下限，优选为0.40％以上，更优选为0.50％以上，进一步优选为0.60％以上。关于上限，优选为2.0％以下，更优选为1.8％以下，进一步优选为1.5％以下。在需要优良的加工性的情况下，进一步优选为0.90％以下。
Al：0.01～0.15％
Al是对脱氧有用的元素，其效果在Al的含量为0.01％以上时得到。但是，Al的含量超过0.15％时，铁素体结晶粒径容易增大，容易引起焊接部附近的裂纹。因此，Al含量设定为0.01～0.15％。关于下限，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。关于上限，优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.07％以下。
Ti：0.01～0.50％
Ti是优先与C、N结合而抑制Cr碳氮化物的析出所引起的耐腐蚀性的降低的元素。其效果在Ti含量为0.01％以上时得到。但是，Ti含量超过0.50％时，固溶的C、N过度减少，深拉深后的晶界的强度变得不充分，容易在焊接部附近产生裂纹。因此，Ti含量设定为0.01～0.50％。关于下限，优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.25％以上。关于上限，优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.35％以下。需要说明的是，本说明书中，碳氮化物也包含碳化物、氮化物。
Nb：0.01～0.50％
Nb是优先与C、N结合而抑制Cr碳氮化物的析出所引起的耐腐蚀性的降低的元素。其效果在Nb含量为0.01％以上时得到。但是，Nb含量超过0.50％时，固溶的C、N过度减少，深拉深后的晶界的强度变得不充分，容易在焊接部附近产生裂纹。因此，Nb的含量设定为0.01～0.50％。关于下限，优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.15％以上。关于上限，优选为0.40％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.25％以下。
V：0.01～0.50％
V是抑制Cr碳氮化物的析出所引起的耐腐蚀性的降低的元素。其效果在V含量为0.01％以上时得到。但是，超过0.50％的过量含有会使加工性降低，不适合于深拉深加工。因此，V含量设定为0.01～0.50％。关于下限，优选为0.02％以上，更优选为0.04％以上，进一步优选为0.06％以上。关于上限，优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。
0.30％≤Ti+Nb+V≤0.60％ (1)
如上所述，Ti、Nb、V均是抑制Cr碳氮化物的生成、使焊接部的耐腐蚀性提高的元素。为了抑制Cr碳氮化物析出所引起的敏化、使焊接部的耐腐蚀性充分，需要Ti含量、Nb含量、V含量的合计为0.30％以上。优选为0.35％以上。更优选为0.37％以上，进一步优选为0.40％以上。此外，焊接部的冷却速度通常非常快，因此，仅含有Ti、Nb、V中的任意一种或两种时，快速地从各元素的碳氮化物容易析出的温度范围通过，有时无法使C、N完全无害化。因此，Ti、Nb、V中的任意一种元素都需要含有0.01％以上。
另一方面，Ti、Nb、V的含量的合计超过0.60％时，加工性降低，因此，不适合于深拉深加工。因此，Ti含量、Nb含量、V含量的合计设定为0.60％以下。优选为0.55％以下，更优选为0.50％以下，进一步优选为0.45％以下。
Co：0.01～6.00％
Co是对本发明而言重要的元素。Co的含有使铁素体系不锈钢的电子状态发生变化，使热膨胀系数降低。该热膨胀系数的降低可缓和因焊接的热引起的焊接部的膨胀和变形。在深拉深加工后的焊接部附近，有时因焊接所引起的热膨胀和因变形产生的应力而产生裂纹。Co的含有所引起的热膨胀系数的降低可缓和焊接的热影响和因变形而施加于焊接部附近的应力负荷，抑制裂纹的产生。其效果在Co含量为0.01％以上时得到。另一方面，Co含量超过6.00％时，加工性降低，因此，不适合于深拉深加工。因此，Co含量设定为0.01～6.00％。关于下限，优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上，进一步优选为0.05％以上。关于上限，优选为3.00％以下，更优选为2.50％以下，进一步优选为2.00％以下。
B：0.0002～0.0050％
B是对本发明而言重要的元素。对于高纯度的铁素体系不锈钢而言，由于深拉深加工，P在深拉深加工的壁面部分的晶界偏析，晶界变脆。因此，在进行过度的深拉深加工后，有时沿着深拉深方向产生裂纹。特别是在利用Ti、Nb减少固溶的C、N的成分的情况下，该倾向显著。在由于深拉深加工而容易产生裂纹的晶界，焊接的热影响所引起的应力负荷有时使裂纹产生。B的含有抑制深拉深加工所引起的P的偏析而强化晶界，抑制这种裂纹的产生。该效果通过含有0.0002％以上的B而得到。另一方面，B含量超过0.0050％时，加工性降低，因此，不适合于深拉深加工。因此，B含量设定为0.0002～0.0050％。关于下限，优选为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。关于上限，优选为0.0020％以下，更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。
N：0.001～0.020％
N具有通过固溶强化使钢的强度升高的效果。其效果在N含量为0.001％以上时得到。但是，N含量超过0.020％时，加工性的降低变得显著，不适合于深拉深加工。因此，N含量设定为0.001～0.020％。关于下限，优选为0.002％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.007％以上。关于上限，优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下，进一步优选为0.013％以下。
另外，本发明的铁素体系不锈钢可以含有以下的成分(任选成分)。
Zr：1.0％以下
Zr具有与C、N结合而抑制敏化的效果。其效果通过使Zr含量为0.01％以上而得到。优选为0.03％以上，更优选为0.06％以上。但是，过量的Zr含有会使加工性降低。另外，Zr是价格非常高的元素，因此，过量的Zr含有导致成本的增大。因此，Zr的含量设定为1.0％以下。优选为0.60％以下，更优选为0.30％以下。
W：1.0％以下
W与Mo同样具有使耐腐蚀性提高的效果。其效果通过使W含量为0.01％以上而得到。优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。但是，过量的W含有使强度升高，使制造性降低。因此，W含量设定为1.0％以下。优选为0.80％以下，更优选为0.60％以下。
REM：0.1％以下
REM提高抗氧化性，抑制氧化皮的形成，提高焊接部的耐腐蚀性。其效果通过使REM含量为0.001％以上而得到。优选为0.004％以上，更优选为0.006％以上。但是，过量含有REM时，不仅使酸洗性等制造性降低，而且导致成本的增大。因此，REM的含量设定为0.1％以下。优选为0.04％以下，更优选为0.02％以下。
上述以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举Zn：0.03％以下、Sn：0.3％以下、Cu：低于0.1％等。需要说明的是，对于具有本发明的Cr含量、Mo含量的耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢而言，Cu具有使钝化维持电流增加、使钝化膜不稳定、降低耐腐蚀性的作用。从该观点考虑，不含有Cu更好。在含有Cu的情况下，其含量低于0.1％是适当的。因此，如上所述，作为杂质的Cu的含量设定为低于0.1％。
本发明的铁素体系不锈钢的制造方法没有特别限定。以下示出优选制造方法的一例。
将上述成分组成的不锈钢加热至1100～1300℃后，在精轧温度为700～1000℃、卷取温度为400～800℃的条件下，以使板厚达到2.0～5.0mm的方式实施热轧。将这样制作的热轧钢带在800～1100℃的温度下进行退火，进行酸洗。接着，以使板厚达到0.5～2.0mm的方式进行冷轧，在700～1050℃的温度下进行冷轧板退火。在冷轧板退火后进行酸洗，除去氧化皮。可以对除去氧化皮后的冷轧钢带实施表皮光轧。
以上的本发明(第一发明)中，将Mo含量、Ti含量、Nb含量、V含量、Co含量调整至特定的范围、使其满足后述的(2)式、(3)式时，可以进一步发挥使加工表面粗糙减少的效果。以下，对具有该效果的发明(第二发明)进行说明。
首先，对加工表面粗糙的问题进行说明。在通过冲压等加工对铁素体系不锈钢进行成形的情况下，有时加工表面粗糙严重而成为问题。
作为铁素体系不锈钢的加工表面粗糙，起皱和橘皮是众所周知的。
起皱是在对铁素体系不锈钢进行冲压成形时形成的垄状的褶皱。该褶皱不仅损害不锈钢的美观，而且在严苛的加工时，有时还会沿着该褶皱产生裂纹。
关于该起皱，在铸造阶段中生成的粗大的柱状组织形成结晶取向类似的织构而并未通过热轧、再结晶而充分微细化，在冲压成型时该织构显示类似的变形行为，由此形成垄状的褶皱。因此，使柱状组织在铸造组织中所占的比例减少、使等轴晶组织的比例增加对于起皱的抑制是重要的。
作为使铸造组织的等轴晶增加的技术，例如在日本特开2000-144342号公报中公开了成形性优良的铁素体系不锈钢和铁素体系不锈钢铸片。该发明中，使固溶Al减少，并且使Al系夹杂物分散于钢水中。由此，Ti系夹杂物以Al系夹杂物为核分散析出于钢水中，成为等轴晶的生成位点，因此，铸造组织的等轴晶率增加。但是，在进行足以脱氧的量的Al添加后将固溶Al控制为0.015质量％以下这一点存在实际作业上非常困难的问题。
橘皮是因粗大的晶粒引起的表面粗糙，作为其对策，晶粒的微细化是有效的。作为减少橘皮的技术，例如在2003-138349号公报中公开了深拉深性优良的铁素体系不锈钢板。该发明中，将钢的成分组成和制造条件控制为适当范围，使最终退火后的钢板的平均r值为2.0以上、使平均结晶粒径为50μm以下且使(拉伸强度(MPa)×平均r值)/(结晶粒径(μm)))为20以上，由此兼顾优良的深拉深性和抗表面粗糙性。但是，该发明中，为了进行晶粒的微细化，需要使热轧的压下率较大，对于耐腐蚀性高的材料(Cr、Mo的含量多的材料)而言，存在有时引起烧伤、表面粗糙而使表面性状降低的问题。
另外，作为抑制起皱、橘皮这样的加工表面粗糙的技术，例如在日本特开2002-285300号公报中公开了铁素体系不锈钢板及其制造法。该发明中，进行包含中间退火的两次以上的冷轧，由此实现晶粒的粒度号6.0以上。但是，进行两次冷轧的方法存在制造负荷高、制造耗费时间的问题。
如上所述，对于改善加工表面粗糙的现有技术而言，现状是尚未得到能够应用于实际作业的适当方法。
将Mo含量、Ti含量、Nb含量、V含量和Co含量调整至特定的范围、满足后述的(2)式和(3)式的本发明(第二发明)可解决上述问题。即，第二发明是制造简便、适合于进行深拉深加工、胀形加工和弯曲加工等加工而成形的结构体、适合用于要求加工后的表面性状的用途的、加工表面粗糙少的铁素体系不锈钢。
在完成第二发明时得出的见解如下所述。对影响铸造组织的等轴晶率和最终制品的结晶粒径的、向铁素体系不锈钢中添加Co、B、其他元素的影响进行研究，根据成分与加工表面粗糙和加工部的耐腐蚀性的相关性得出以下的见解。
(1)通过适当控制Ti、Nb、V的含量，能够在不使焊接部的耐腐蚀性降低的情况下实现低的再结晶温度，结晶粒径的控制变得容易。
(2)通过将Co和B的含量调整至适当的范围，铸造组织的等轴晶率提高。另外，热轧退火所引起的晶粒的生长得到抑制，晶粒微细化。
其结果是，通过在(1)、(2)的见解的基础上还调整Mo的含量，加工所引起的表面粗糙减少。以下，对第二发明中的Mo含量、Ti含量、Nb含量、V含量、Co含量、(2)式、(3)式进行说明。另外，B含量与第一发明同样，但由(3)式中包含B这一点可知，B在第二发明中也是重要的。因此，以下也对第二发明中的B进行说明。另外，与第一发明的说明同样，“％”是指“质量％”。需要说明的是，关于Mo含量、Ti含量、Nb含量、V含量、Co含量、B含量以外的成分，也包括任选成分在内，与第一发明同样，因此省略说明。另外，第二发明中也需要满足(1)式，但关于该式也与第一发明同样，因此省略说明。
Mo：0.30～1.50％
第二发明的Mo含量如上所述，比第一发明的Mo含量窄。因此，第二发明中，Mo也具有第一发明中的Mo的技术意义。第二发明中的Mo的技术意义如下所述。Mo是促进钝化膜的再钝化、提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。通过与Cr一起含有，其效果变得更显著。Mo所带来的耐腐蚀性提高效果通过0.30％以上的含有而得到。但是，Mo含量超过1.50％时，强度增加，加工性降低，容易产生表面粗糙。因此，Mo的含量设定为0.30～1.50％。关于下限，优选为0.40％以上，更优选为0.50％以上，进一步优选为0.55％以上。关于上限，优选为1.40％以下，更优选为0.90％以下，进一步优选为0.70％以下。
Ti：0.25～0.40％
第二发明的Ti含量如上所述，比第一发明的Ti含量窄。因此，第二发明中，Ti也具有第一发明中的Ti的技术意义。第二发明中的Ti的技术意义如下所述。Ti与Nb、V同样是与固溶C、N结合而形成碳氮化物从而抑制敏化的元素。此外，Ti是从钢水中析出TiN而成为等轴晶的析晶核、提高凝固组织的等轴晶率的元素。等轴晶的析出促进效果在Ti为0.25％以上时得到。但是，含量超过0.40％时，加工部的脆化被促进，容易因加工而产生裂纹，加工性降低。因此，Ti的含量设定为0.25～0.40％。关于下限，优选为0.27％以上，更优选为0.29％以上，进一步优选为0.31％以上。关于上限，优选为0.38％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.34％以下。
Nb：0.03～0.13％
V：0.02～0.13％、
Nb+V≤0.22％(3)式
第二发明的Nb和V含量如上所述，比第一发明的Nb和V含量窄。因此，第二发明中，Nb和V也具有第一发明中的Nb和V的技术意义。第二发明中的Nb和V的技术意义如下所述。Nb和V均是与固溶C、N结合而形成碳氮化物的元素。通过使固溶C和N被固定，焊接部的敏化得到抑制，使耐腐蚀性提高。特别是Ti、Nb和V均含有时，可以根据其析出温度的差异更确切地进行C和N的无害化。为了得到其效果，Nb含量需要为0.03％以上。但是，Nb含量超过0.13％时，再结晶受到阻碍，为了得到适当的组织而需要更高的退火温度，微细组织的形成变得困难，容易在加工时产生表面粗糙。因此，Nb的含量设定为0.03～0.13％。关于下限，优选为0.06％以上，更优选为0.07％以上，进一步优选为0.08％以上。关于上限，优选为0.11％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.09％以下。
另外，为了得到上述效果，V含量需要为0.02％以上。但是，V含量超过0.13％的过量含有会使再结晶温度升高，微细组织的形成变得困难，容易在加工时产生表面粗糙。因此，V的含量设定为0.02～0.13％。关于下限，优选为0.04％以上，更优选为0.06％以上，进一步优选为0.07％以上。关于上限，优选为0.11％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.08％以下。
另一方面，Nb和V的碳氮化物使不锈钢的再结晶温度升高，因此，为了退火而需要高的温度。因此，这些元素合计含有超过0.22％时，难以通过退火温度的控制来形成适当的组织，容易产生橘皮等加工表面粗糙。因此，Nb+V设定为0.22％以下。优选为0.20％以下，更优选为0.18％以下，进一步优选为0.16％以下。Nb+V的下限没有特别限定，优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。需要说明的是，(3)式的“Nb+V”的元素符号是指各元素的含量(质量％)。
B：0.0002～0.0050％
Co：0.02～0.30％
Co/B：10～150(2)式
第二发明的Co含量如上所述，比第一发明的Co含量窄。另外，B含量与第一发明的范围同样。因此，第二发明中，Co和B也具有第一发明中的Co和B的技术意义。第二发明中的Co和B的技术意义如下所述。减少加工表面粗糙的方法的主旨是在铸造工序的凝固阶段中以在晶界适度分散有(Cr,Fe)2B的状态析出、从而使等轴晶率增加，B是对本发明而言重要的元素。另外，认为分散析出的(Cr,Fe)2B也具有抑制热轧退火时的晶粒生长的效果。这样，通过抑制织构的发达并且抑制晶粒的生长，在本发明中减少了加工表面粗糙。该效果在B含量为0.0002％以上时得到。另一方面，超过0.0050％的B的含有使加工性降低，容易产生裂纹。因此，B的含量设定为0.0002～0.0050％。关于下限，优选为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上，进一步优选为0.0006％以上。关于上限，优选为0.0020％以下，更优选为0.0018％以下，进一步优选为0.0015％以下。
认为在该铸造阶段中的(Cr,Fe)2B的析出中Co具有抑制(Cr,Fe)2B的凝集、保持适当的分散状态的效果。认为其结果是，柱状晶组织的生长得到抑制，加工表面粗糙减少。因此，Co是对本发明而言重要的元素。该效果通过0.02％以上的Co的含有而得到。另一方面，含有超过0.30％的Co时，加工性降低，容易产生裂纹。因此，Co的含量设定为0.02～0.30％。关于下限，优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上，进一步优选为0.05％以上。关于上限，优选为0.20％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.08％以下。
此外，在本发明中，为了得到适当的等轴晶率，需要使Co与B的含有比例为适当范围。关于详细的机制尚不明确，但认为是，B的含量相对于Co的含量过多时，Co无法充分抑制(Cr,Fe)2B的凝集。因此，Co/B为10以上是适当的。另一方面认为，Co的含量过多时，(Cr,Fe)2B的析出温度降低，无法在适当的温度下抑制柱状晶的生长。因此，Co/B为150以下是适当的。因此，Co/B设定为10～150。关于下限，优选为20以上，更优选为30以上，进一步优选为40以上。关于上限，优选为120以下，更优选为100以下，进一步优选为80以下。
最后，以下示出第二发明的不锈钢的优选制造方法的一例。
在转炉中将钢水调整至上述化学组成后，在钢水过热度ΔT为20～80℃、铸造速度为0.4～1.1m/分钟的条件下，通过连续铸造制作板厚为100～300mm的钢坯。将所得到的钢坯加热至1100～1300℃后，在精轧温度为600～900℃、卷取温度为400～800℃的条件下实施热轧至板厚2.0～5.0mm。最终轧制的压下率设定为15％以上。轧制的热轧退火中的晶粒的微细化中，精轧温度优选为600～750℃，最终轧制的压下率优选为40％以上。另外，为了抑制475℃脆化而得到良好的制造性，卷取温度优选为400～450℃。将这样制作的热轧钢带在800～980℃的温度下进行退火。退火中的均热时间为10～300s是适当的。晶粒的微细化中，在可以再结晶的温度范围内优选退火温度低，优选为800～900℃。退火时间优选短，优选为10～180s。然后，进行酸洗，接着进行冷轧，制作板厚为0.3～3.0mm的冷轧钢带。对于所得到的冷轧钢带，在700～1050℃的温度下进行冷轧退火。在冷轧退火后进行酸洗，除去氧化皮。在这些制造工序的中间和最后，可以进行表皮光轧、喷丸等基于机械作用的脱氧化皮处理、利用研磨机、研磨带的磨削/研磨处理。
实施例1
以下，基于实施例对本发明进行说明。
将表1所示的不锈钢真空熔炼成100kg钢块，加热至1200℃后，热轧至板厚4mm，在800～1000℃的范围内进行退火，通过酸洗将氧化皮除去。进一步冷轧至板厚0.8mm，在800～950℃的范围内进行退火，进行酸洗，作为供试材料。
从制作的供试材料上裁取φ72mm的圆板，依次使用φ49mm、φ35mm、φ26mm、φ22mm的冲头(均为肩半径2mm)进行4阶段的圆筒深拉深加工，以使加工后的高度为50mm的方式切除突缘(图1(a))。进而，利用钻头在深拉深底部的中心部开出φ5mm的孔，制作圆筒深拉深形状的试验片。然后，以堵住试验片的φ22mm的开口部的方式，利用TIG焊接来接合φ23mm的圆板(图1(b))。
焊接条件设定为焊接电流100A、焊接速度60cm/分钟。保护气体使用Ar，流量设定为20L/分钟。在焊接后经过24小时后，从φ5mm的孔加水，将试验片内部用水充满，施加10个大气压的压力，确认裂纹的有无。然后，使用光学显微镜，以200倍的倍率对圆筒深拉深壁面的焊接部附近(距离熔合线2～5mm的位置)进行观察(图1(b)的裂纹观察位置的观察)，确认裂纹的长度。将存在长度为0.5mm以上的裂纹的试验片记作“×”(不合格)，将不存在裂纹的试验片记作“○”(合格)，将结果示于表2中。需要说明的是，在熔合线处，在任一试验片中都没有观察到裂纹。
表2中，对于本发明例而言，均在焊接部附近未能确认到裂纹。另一方面，对于作为比较例的No.12而言，不含Co，因此产生了裂纹。对于No.13而言，不含B，因此产生了裂纹。对于No.14而言，Al被过量添加，因此产生了裂纹。对于No.15而言，Cr被过量添加，因此产生了裂纹。
接着，使用确认了裂纹的有无的试验片，对焊接状态下的焊接部的耐腐蚀性进行评价。将依据JIS H 8502的中性盐水喷雾循环试验进行5个循环，通过目视来确认焊接部附近(从焊缝中心起靠近熔合线5mm的范围)的腐蚀的有无。试验片以φ5mm的孔在下的方式配置在腐蚀试验槽内。将由于5个循环的试验在焊接部附近发生了长径为1mm以上的腐蚀的试验片记作“×”(不合格)，将没有发生腐蚀的试验片记作“○”(合格)，示于表2中。
No.12、No.13、No.14均从焊接附近的裂纹起发生了腐蚀。No.16不满足(1)式，因此，从焊缝起发生了腐蚀。对于No.17而言，Cr含量少，从焊缝和回火部起发生了腐蚀。对于No.18而言，不含Nb，因此，从焊缝起发生了腐蚀。对于No.19而言，不含Ti，因此，从焊缝起发生了腐蚀。对于No.20而言，不含V，因此，从焊缝起发生了腐蚀。
[表2]
实施例2
以下，基于实施例对本发明进行说明。
将表3所示成分的不锈钢在钢水过热度60℃、铸造速度0.6m/分钟的条件下进行连续铸造，制作板厚为200mm的钢坯。将制作的钢坯加热至1200℃后，在精轧温度为700℃、卷取温度为400℃、最终轧制的压下率为30％的条件下热轧至板厚4mm，以在950℃下均热时间为60s的方式进行退火。然后，冷轧至板厚0.8mm，以在900℃下均热时间为30s的方式进行退火，通过研磨将表面的氧化皮除去，然后用金刚砂研磨纸#600进行精加工，作为供试材料。
从制作的供试材料上裁取φ72mm的圆板，依次使用φ49mm、φ35mm、φ26mm、φ22mm的冲头(均为肩半径2mm)，进行4阶段的圆筒深拉深加工，以使加工后的高度为50mm的方式切除突缘(图1(a))。对于制作的试验片，在距离开口部10mm的位置处，在圆周方向上选取4个部位的5mm的长度以使各自的测定位置为圆周上的90°的位置，使用激光显微镜对表面的凹凸进行测定(图1(a)的凹凸测定位置处的测定)。将所得到的测定结果假设为φ22mm的圆弧上的凹凸，以成为平面上的凹凸的方式进行校正，测定最大山高度与最大谷深度的差，将测定的4个部位的结果进行平均。关于表3的不锈钢，将最大山高度与最大谷深度的差为200μm以上的试验片记作“△”(具有与现有技术同等的显著的凹凸)，将最大山高度与最大谷深度的差为200μm以下的试验片记作“◎”(没有显著的凹凸、优良)，将结果示于表4中。
表3中，对于第二发明的Mo、Ti、Nb、V、Co、式(2)和式(3)全部为范围内的No.34～46而言，在深拉深加工后的壁面没有观察到显著的凹凸。另一方面，对于No.47～61而言，第二发明的Mo、Ti、Nb、V、Co、式(2)和式(3)中的某一项在范围外，因此，在深拉深加工后的壁面观察到显著的凹凸。对于No.62而言，B在第一发明的范围外，因此，在试验片壁面观察到显著的凹凸。
接着，在深拉深底部的中心部开出φ5mm的孔，制作圆筒深拉深形状的试验片。然后，以堵住试验片的φ22mm的开口部的方式，利用TIG焊接来接合φ23mm的圆板(图1(b))。焊接条件设定为焊接电流100A、焊接速度60cm/分钟。保护气体使用Ar，流量设定为20L/分钟。在焊接后经过24小时后，从φ5mm的孔加水，将试验片内部用水充满，施加10个大气压的压力，确认裂纹的有无。然后，使用光学显微镜，以200倍的倍率对圆筒深拉深壁面的焊接部附近(距离熔合线2～5mm的位置)进行观察(图1(b)的裂纹观察位置的观察)，确认裂纹的长度。将存在长度为0.5mm以上的裂纹的试验片记作“×”(不合格)，将不存在裂纹的试验片记作“○”(合格)，将结果示于表4中。
表3中，对于本发明例而言，均在焊接部附近未能确认到裂纹。另一方面，对于作为比较例的No.62而言，在焊接部附近产生了裂纹。
接着，使用确认了裂纹的有无的试验片，对焊接状态下的焊接部的耐腐蚀性进行评价。将依据JIS H 8502的中性盐水喷雾循环试验进行5个循环，通过目视来确认焊接部附近(从焊缝中心起靠近熔合线5mm的范围)的腐蚀的有无。试验片以φ5mm的孔在下的方式配置在腐蚀试验槽内。将由于5个循环的试验在焊接部附近发生了长径为1mm以上的腐蚀的试验片记作“×”(不合格)，将没有发生腐蚀的试验片记作“○”(合格)，示于表4中。表4中，对于本发明例而言，均在焊接部附近未能确认到腐蚀。另一方面，对于作为比较例的No.62而言，发生了腐蚀。
由以上的结果确认，根据本发明，可以得到加工表面粗糙少、焊接部的形状和耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。
[表4]
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到适合用于在深拉深加工后利用焊接进行接合的结构体的、焊接部的形状和耐腐蚀性优良的铁素体系不锈钢。本发明中得到的铁素体系不锈钢适合应用于在深拉深后利用焊接进行结构体的制作的用途、例如电池盒等电子设备部件、变换器等汽车部件等。

Claims (3)

1.一种铁素体系不锈钢，其具有如下成分组成：
以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.01～0.30％、Mn：0.01～0.50％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：18.0～24.0％、Ni：0.01～0.40％、Mo：0.30～3.0％、Al：0.01～0.15％、Ti：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.50％、V：0.01～0.50％、Co：0.01～6.00％、B：0.0002～0.0050％、N：0.001～0.020％，
满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质，
0.30％≤Ti+Nb+V≤0.60％ (1)
(1)式中的元素符号是指各元素的质量％含量。
2.如权利要求1所述的铁素体系不锈钢，其中，
所述Mo含量为0.30～1.50％、所述Ti含量为0.25～0.40％、所述Nb含量为0.03～0.13％、所述V含量为0.02～0.13％、所述Co含量为0.02～0.30％，
满足下述(2)式、(3)式，
Co/B：10～150 (2)
Nb+V≤0.22％ (3)
(2)式、(3)式中的元素符号是指各元素的质量％含量。
3.如权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计还含有Zr：1.0％以下、W：1.0％以下、REM：0.1％以下中的任意一种或两种以上。
CN201780089128.1A 2017-03-30 2017-05-25 铁素体系不锈钢 Active CN110462079B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017068023 2017-03-30
JP2017-068023 2017-03-30
PCT/JP2017/019514 WO2018179456A1 (ja) 2017-03-30 2017-05-25 フェライト系ステンレス鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110462079A true CN110462079A (zh) 2019-11-15
CN110462079B CN110462079B (zh) 2021-07-13

Family

ID=63674809

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780089128.1A Active CN110462079B (zh) 2017-03-30 2017-05-25 铁素体系不锈钢

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11560604B2 (zh)
EP (1) EP3604588B1 (zh)
JP (1) JP6274372B1 (zh)
KR (1) KR20190121818A (zh)
CN (1) CN110462079B (zh)
ES (1) ES2864725T3 (zh)
WO (1) WO2018179456A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7014754B2 (ja) * 2019-07-09 2022-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 硫化物系固体電池の集電体用のフェライト系ステンレス鋼板

Citations (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000144258A (ja) * 1998-11-02 2000-05-26 Kawasaki Steel Corp 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001355048A (ja) * 2000-04-13 2001-12-25 Nippon Steel Corp フェライト系快削ステンレス鋼
JP2003138349A (ja) * 2001-10-31 2003-05-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2003201547A (ja) * 2001-10-31 2003-07-18 Jfe Steel Kk 深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN1522311A (zh) * 2002-04-05 2004-08-18 �ձ�������ʽ���� 耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法
JP2005154862A (ja) * 2003-11-27 2005-06-16 Jfe Steel Kk 耐面歪み性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
JP2007119847A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Jfe Steel Kk プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
CN101171353A (zh) * 2005-06-09 2008-04-30 杰富意钢铁株式会社 波纹管原管用铁素体类不锈钢板
JP2009299116A (ja) * 2008-06-12 2009-12-24 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2010174334A (ja) * 2009-01-29 2010-08-12 Daido Steel Co Ltd 二相ステンレス鋼並びにそれを用いた鋼材及び鋼製品
JP2011179063A (ja) * 2010-03-01 2011-09-15 Nisshin Steel Co Ltd 固体酸化物形燃料電池の導電部材
EP2799577A1 (en) * 2011-12-27 2014-11-05 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel
CN104619879A (zh) * 2012-06-26 2015-05-13 奥托库姆普联合股份公司 铁素体不锈钢
CN104662187A (zh) * 2012-09-25 2015-05-27 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢
JP2015124420A (ja) * 2013-12-27 2015-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2015147975A (ja) * 2014-02-06 2015-08-20 大同特殊鋼株式会社 析出硬化型ステンレス鋼及びセンサー用部品
CN104968823A (zh) * 2013-02-04 2015-10-07 新日铁住金不锈钢株式会社 加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP2016156072A (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼鈑及びその製造方法
JP2016199803A (ja) * 2015-04-10 2016-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU6364796A (en) 1995-07-07 1997-02-10 Highveld Steel & Vanadium Corporation Limited A steel
JP3624732B2 (ja) 1998-01-30 2005-03-02 住友金属工業株式会社 成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼鋳片
US6426039B2 (en) * 2000-07-04 2002-07-30 Kawasaki Steel Corporation Ferritic stainless steel
JP3804408B2 (ja) 2000-07-13 2006-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板の製造方法
JP3680272B2 (ja) 2001-01-18 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP1873271B1 (en) 2002-06-14 2014-03-05 JFE Steel Corporation Heat-resistant ferritic stainless steel and method for production thereof
KR101573511B1 (ko) * 2011-03-29 2015-12-01 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 용접부의 내식성 및 강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 tig 용접 구조물
JP5949057B2 (ja) * 2012-03-30 2016-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の耐食性および低温靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼
BR112015009634B1 (pt) 2012-10-30 2019-08-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Aços inoxidáveis ferríticos, seus métodos de produção e elementos de sistema de escapamento
US10131977B2 (en) 2013-03-29 2018-11-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet having excellent brazability, heat exchanger, ferritic stainless steel sheet for heat exchangers, ferritic stainless steel, ferritic stainless steel for members of fuel supply systems, and member of fuel supply system
JP6075349B2 (ja) 2013-10-08 2017-02-08 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP5935792B2 (ja) * 2013-12-27 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP6645816B2 (ja) 2015-11-30 2020-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
US11085095B2 (en) 2016-02-08 2021-08-10 Jfe Steel Corporation High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method of manufacturing high-strength seamless stainless steel pipe
CN109072373A (zh) 2016-03-29 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 铁素体类不锈钢板
US10930940B2 (en) 2016-06-10 2021-02-23 Jfe Steel Corporation Stainless steel sheet for fuel cell separators, and production method therefor
EP3470539B1 (en) * 2016-06-10 2020-06-17 JFE Steel Corporation Stainless steel sheet for fuel cell separators, and production method therefor
JP6699670B2 (ja) * 2016-09-02 2020-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP6418338B2 (ja) 2016-09-02 2018-11-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
BR112019013803A2 (pt) 2017-01-13 2020-01-21 Jfe Steel Corp tubo de aço inoxidável sem costura de alta resistência e método de produção do mesmo
JP6384640B1 (ja) 2017-01-26 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延鋼板およびその製造方法
RU2716438C1 (ru) 2017-02-24 2020-03-12 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Бесшовная высокопрочная труба из нержавеющей стали нефтепромыслового сортамента и способ её изготовления
KR102337567B1 (ko) 2017-05-26 2021-12-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
MX2020001801A (es) 2017-08-15 2020-03-20 Jfe Steel Corp Tubo sin costura de acero inoxidable de alta resistencia para productos tubulares de region petrolifera, y metodo para la fabricacion del mismo.

Patent Citations (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000144258A (ja) * 1998-11-02 2000-05-26 Kawasaki Steel Corp 耐リジング性に優れたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2001355048A (ja) * 2000-04-13 2001-12-25 Nippon Steel Corp フェライト系快削ステンレス鋼
JP2003138349A (ja) * 2001-10-31 2003-05-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2003201547A (ja) * 2001-10-31 2003-07-18 Jfe Steel Kk 深絞り性、耐二次加工脆性および耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
CN1522311A (zh) * 2002-04-05 2004-08-18 �ձ�������ʽ���� 耐磨性和延性优良的珠光体系钢轨及其制造方法
JP2005154862A (ja) * 2003-11-27 2005-06-16 Jfe Steel Kk 耐面歪み性に優れたフェライト系ステンレス鋼板
CN101171353A (zh) * 2005-06-09 2008-04-30 杰富意钢铁株式会社 波纹管原管用铁素体类不锈钢板
JP2007119847A (ja) * 2005-10-27 2007-05-17 Jfe Steel Kk プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP2009299116A (ja) * 2008-06-12 2009-12-24 Jfe Steel Corp 深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2010174334A (ja) * 2009-01-29 2010-08-12 Daido Steel Co Ltd 二相ステンレス鋼並びにそれを用いた鋼材及び鋼製品
JP2011179063A (ja) * 2010-03-01 2011-09-15 Nisshin Steel Co Ltd 固体酸化物形燃料電池の導電部材
EP2799577A1 (en) * 2011-12-27 2014-11-05 JFE Steel Corporation Ferritic stainless steel
CN104619879A (zh) * 2012-06-26 2015-05-13 奥托库姆普联合股份公司 铁素体不锈钢
CN104662187A (zh) * 2012-09-25 2015-05-27 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢
CN104968823A (zh) * 2013-02-04 2015-10-07 新日铁住金不锈钢株式会社 加工性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
JP2015124420A (ja) * 2013-12-27 2015-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JP2015147975A (ja) * 2014-02-06 2015-08-20 大同特殊鋼株式会社 析出硬化型ステンレス鋼及びセンサー用部品
JP2016156072A (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金ステンレス株式会社 穴拡げ性に優れたフェライト系ステンレス鋼鈑及びその製造方法
JP2016199803A (ja) * 2015-04-10 2016-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
EP3604588B1 (en) 2021-03-03
ES2864725T3 (es) 2021-10-14
US11560604B2 (en) 2023-01-24
CN110462079B (zh) 2021-07-13
EP3604588A1 (en) 2020-02-05
KR20190121818A (ko) 2019-10-28
WO2018179456A1 (ja) 2018-10-04
EP3604588A4 (en) 2020-02-05
JPWO2018179456A1 (ja) 2019-04-04
US20210277494A1 (en) 2021-09-09
JP6274372B1 (ja) 2018-02-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101411703B1 (ko) 내응력 부식 균열성과 가공성이 우수한 미세립 오스테나이트계 스테인리스 강판
CN110225988B (zh) 铁素体系不锈钢热轧钢板及其制造方法
CN109642286B (zh) 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
KR101431316B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 냉연 강판, 그 제조 방법 및 그것을 사용한 부재
CN106661698A (zh) 延伸凸缘性、延伸凸缘性的面内稳定性及弯曲性优异的高强度熔融镀锌钢板以及其制造方法
KR100500791B1 (ko) 신장성, 가공성 및 내리징성이 우수한 페라이트계Ｃｒ함유강판 및 그 제조방법.
TWI553129B (zh) Ferrous iron-type stainless steel hot-rolled steel sheet, its manufacturing method and fat iron-based stainless steel cold-rolled steel plate
TWI685574B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法
KR20160105869A (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
CN114502760B (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
JP2001316775A (ja) 耐リジング性および成形性に優れたフェライト系ステンレス鋼板ならびにその製造方法
JP5217617B2 (ja) フェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
CN110462079A (zh) 铁素体系不锈钢
CN109722508B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
KR20020009513A (ko) 상온 가공성 및 고온에서의 기계 특성이 우수한페라이트계 스테인레스 강판 및 그 제조 방법
CN113166831B (zh) 铁素体系不锈钢板及其制造方法
TWI727451B (zh) 肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法
CN111954724B (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
JP2019026913A (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP6421772B2 (ja) 缶用鋼板の製造方法
JP7038799B2 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
JP2010270399A (ja) 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法
JP2020152941A (ja) 二相ステンレス鋼およびその製造方法
JP2005307306A (ja) 延性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
JP2002294343A (ja) フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant