TW201621062A - 肥粒鐵系不銹鋼及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明藉由將滿足作為既定之成分組成之C濃度：2CC以上、N濃度：2CN以上中之任一者或兩者之肥粒鐵結晶粒以相對於組織整體之體積率計設為5%以上且50%以下，並將維氏硬度設為180以下，而提供一種成形性及耐隆脊特性優異，並且可於較高之生產性下製造之肥粒鐵系不銹鋼。此處，CC及CN分別為C及N之鋼中含量(質量%)。

Description

肥粒鐵系不銹鋼及其製造方法
本發明係關於一種成形性及耐隆脊(ridging resistance)特性優異之肥粒鐵系不銹鋼。
以SUS430為代表之肥粒鐵系不銹鋼由於較為經濟且耐蝕性優異，故而被用於家電製品、廚房設備等中。近年來，由於具有磁性，因此於可對應IH(Induction Heating，感應加熱)方式之烹飪器具中之應用增加。鍋等烹飪器具多數情況下係藉由拉伸加工而進行成形，為了成形為既定之形狀，需要充分之伸長率。
另一方面，烹飪鍋等之表面外觀亦會較大地影響商品價值。通常，若使肥粒鐵系不銹鋼成形，則會形成稱為隆脊(ridging)之表面凹凸，而使成形後之表面外觀惡化。於生成過量之隆脊之情形時，需要於成形後去除凹凸之研磨步驟，而有製造成本增加之課題。因此要求隆脊較小。隆脊係由具有類似之結晶方位之肥粒鐵晶粒之集合體(以下，存在表述為肥粒鐵群落或者群落之情形)所引起。認為藉由於鑄造時生成之粗大之柱狀晶組織因熱軋而進行延展，延展之晶粒或晶粒群落經過熱軋板退火、冷軋及冷軋板退火之後亦會殘留，而形成群落。
對於上述課題，例如於專利文獻1中揭示有「一種肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其係對以mass%計含有C：0.02~ 0.12%、N：0.02~0.12%、Cr：16~18%、V：0.01~0.15%、Al：0.03%以下之鋼素材進行加熱，進行壓延結束溫度EDT成為1050~750℃之範圍之熱軋，熱軋結束後於2sec以內開始冷卻，以冷卻速度10~150℃/s冷卻至550℃以下後捲取，而製成肥粒鐵+麻田散鐵組織，或進而進行於冷或溫之條件下進行軋縮率：2~15%之壓延之預壓延步驟，而進行熱軋板退火」。再者，此處，亦可代替熱軋後之急冷，而於捲取後進行急冷，從而製成肥粒鐵+麻田散鐵組織。
又，於專利文獻2中揭示有「一種肥粒鐵系不銹鋼冷軋鋼板，其以質量%計，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%，具有剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質之成分組成與包含析出有Cr碳氮化物之肥粒鐵結晶粒之組織，且於壓延方向與板厚方向所形成之剖面，板厚方向之平均肥粒鐵結晶粒徑Dz與壓延方向之平均肥粒鐵結晶粒徑Dl之比Dz/Dl為0.7以上，且於Cr碳氮化物之觀察視野中所占之面積率Sp為2%以上，平均圓當量徑Dp為0.5μm以上」。再者，Cr碳氮化物之Sp或Dp係利用SEM(Scanning Electron Microscope，掃描式電子顯微鏡)以2000倍進行觀察而求出者。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2001-98328號公報
專利文獻2：日本專利特開2009-275268號公報
然而，於專利文獻1之方法中，於鋼板之製造時，必須於熱軋板退火前實施預壓延，故而於壓延負荷增加，生產性降低之方面留有課題。
又，關於專利文獻2中所記載之鋼板，由於最終退火板上所析出之Cr碳氮化物之平均圓當量半徑較粗大而為0.5μm以上，故而有於加工為製品時，根據加工條件不同而產生表面缺陷之虞。
本發明係鑒於上述現狀而開發出者，其目的在於提供一種成形性及耐隆脊特性優異，並且可於較高之生產性下製造之肥粒鐵系不銹鋼及其製造方法。
再者，所謂「優異之成形性」，依據JIS Z 2241之拉伸試驗中之斷裂伸長率(El)於相對於壓延方向將直角方向(以下，存在表述為壓延直角方向之情形)設為長度方向之試片中為25%以上，較佳為28%以上，更佳為30%以上。
又，所謂「優異之耐隆脊特性」，係指藉由如下所述之方法測定之隆脊高度為2.5μm以下。關於隆脊高度之測定，首先，沿壓延方向平行地採集JIS 5號拉伸試片。繼而，使用#600之剛砂紙(emery paper)對所採集之試片之表面進行研磨後，賦予20%之拉伸應變。繼而，於試片之平行部中央之研磨面，於壓延方向沿直角之方向，利用表面粗糙度計測定JIS B 0601(2001年)中所規定之算術平均波紋度Wa。測定條件為測定長16mm、高截止濾波器波長0.8mm、低截止濾波器波長8mm。將該算術平均波紋度設為 隆脊高度。
為了解決上述課題，發明者等人反覆進行努力研究。尤其是發明者等人為了提高生產性，對未藉由利用目前通常進行之箱式退火(批次退火)之長時間之熱軋板退火，而藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火，確保優異之成形性及耐隆脊特性之方法，反覆進行努力研究。
其結果為，發現，即便於進行使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火之情形時，於熱軋板退火時亦會生成既定量之麻田散鐵相，於該狀態下實施冷軋，藉此可有效地破壞於鑄造階段生成之肥粒鐵群落。
進而發現，藉由在肥粒鐵單相溫度區域中對以上述方式獲得之冷軋板進行冷軋板退火，而獲得以於熱軋板退火時所生成之麻田散鐵相作為起點之C及N中之至少一者濃化之肥粒鐵結晶粒(以下，存在表述為C、N濃化晶粒之情形)、與以於熱軋板退火之期間亦為肥粒鐵相之部分作為起點之碳氮化物濃度較低之肥粒鐵結晶粒(以下，存在僅表述為非濃化晶粒之情形)的複合組織，藉此，可同時獲得優異之耐隆脊特性與成形性。又，發現，此處，作為判定C及N中之至少一者濃化為肥粒鐵結晶粒之基準，較適當為肥粒鐵結晶粒中之C及N之濃度中之至少一者為C及N的鋼中含量(質量%)之2倍以上。
即，由於C、N濃化晶粒中於冷軋板退火時會大量析出微細之碳氮化物，故而因固著效應(Pinning Effect)而抑制退火時之晶粒成長，藉此，防止肥粒鐵群落之集聚，而提高耐隆脊特性。另一方面， 於非濃化晶粒中，由於C、N濃度降低，故而促進晶粒成長，而提高伸長率、即成形性。
本發明係基於上述見解，進而加以研究後完成者。
即，本發明之主旨構成係如下所述。
1.一種肥粒鐵系不銹鋼，其以質量%計，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%及N：0.005~0.06%，剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質之成分組成，並且滿足C濃度：2CC以上、N濃度：2CN以上中之任一者或兩者之肥粒鐵結晶粒以相對於組織整體之體積率計為5%以上且50%以下，且維氏硬度為180以下。
此處，CC及CN分別為C及N之鋼中含量(質量%)。
2.如上述1之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成進而以質量%計，含有選自Cu：0.01~1.0%、Mo：0.01~0.5%及Co：0.01~0.5%中之1種或2種以上。
3.如上述1或2之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成進而以質量%計，含有選自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%及REM(Rare Earth Metals，稀土金屬)：0.01~0.10%中之1種或2種以上。
4.如上述1至3中任一項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.030質量%，Si之含量為0.25質量%以上且未滿0.40質量%，Mn之含量為0.05~0.35質量%，並且上述肥粒鐵結晶粒之體積率為5%以上且30%以下，相對於壓延方向直角方向之斷裂伸長率為28%以上，隆脊高度為2.5μm以下。
5.如上述1至3中任一項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.025質量%，Si之含量0.05質量%以上且未滿0.25質量%，Mn之含量為0.60~0.90質量%，N之含量為0.005~0.025質量%，並且上述肥粒鐵結晶粒之體積率為5%以上且20%以下，相對於壓延方向直角方向之斷裂伸長率為30%以上，隆脊高度為2.5μm以下。
6.一種肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其係用於製造如上述1至5中任一項之肥粒鐵系不銹鋼之方法，且包括如下步驟：對包含如上述1至5中任一項之成分組成之鋼坯進行熱軋，而製成熱軋板之步驟；進行將上述熱軋板於900℃以上且1050℃以下之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板之步驟；對上述熱軋退火板進行冷軋，而製成冷軋板之步驟；及進行將上述冷軋板於800℃以上且未滿900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之冷軋板退火之步驟。
7.如上述6之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.030質量%，Si之含量為0.25質量%以上且未滿0.40質量%，Mn之含量為0.05~0.35質量%，並且上述熱軋板退火之保持溫度為940℃以上且1000℃以下，上述冷軋板退火之保持溫度為820℃以上且未滿880℃。
8.如上述6之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.025質量%，Si之含量0.05質量%以上且未滿0.25質量%，Mn之含量為0.60~0.90質量%，N之含量為0.005~0.025質量%，並且上述熱軋板退火之保持溫度為960℃以上且1050℃以下，上述冷軋板退火之保持溫度為820℃以上且未滿880℃。
根據本發明，可獲得成形性及耐隆脊特性優異之肥粒鐵系不銹鋼。
又，本發明之肥粒鐵系不銹鋼由於可未藉由利用箱式退火(批次退火)之長時間之熱軋板退火，而藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火來製造，因此於生產性之方面極有利。
以下，具體地說明本發明。
首先，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼具有優異之成形性與耐隆脊 特性之原因進行說明。
為了提高不銹鋼之耐隆脊特性，有效的是破壞具有類似之結晶方位之結晶粒的集合體之肥粒鐵群落。
本發明者等人發現，就生產性之觀點而言，為了未藉由利用目前通常進行之箱式退火(批次退火)之長時間之熱軋板退火，而藉由使用連續退火爐之短時間之熱軋板退火，確保優異之成形性及耐隆脊特性，而反覆進行研究，結果於熱軋板退火時升溫至肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域而促進再結晶，並且生成沃斯田鐵相，於熱軋板退火後確保既定量之麻田散鐵相，並對包含該既定量之麻田散鐵相之熱軋退火板進行冷軋，藉此有效地對肥粒鐵相賦予壓延應變，而有效率地破壞肥粒鐵群落。
進而，本發明者等人發現，藉由適當地控制成分組成、熱軋板退火條件及冷軋板退火條件，將冷軋板退火組織製成C、N濃化晶粒與非濃化晶粒之複合組織，可進一步提高耐隆脊特性與獲得充分之成形性。C、N濃化晶粒係於熱軋退火時生成之麻田散鐵進行分解而成之肥粒鐵晶粒。若於熱軋板退火時加熱至(肥粒鐵+沃斯田鐵)兩相區，則C、N會濃化為固熔限大於肥粒鐵相之沃斯田鐵相。其後，若經冷卻則沃斯田鐵相進行變態，而呈現C、N進行濃化而成之麻田散鐵相。藉由使此種包含麻田散鐵相之熱軋退火板於冷軋後於肥粒鐵單相溫度區域中退火，使麻田散鐵相分解，而可獲得C、N濃化晶粒。由於該C、N濃化晶粒中會大量析出碳氮化物，故而於冷軋板退火時因固著效應而抑制晶粒成長。認為，藉此防止肥粒鐵晶粒之過量之集合組織集聚，而使耐隆脊特性大幅提高。該效應可於C及N中之至少一者濃化為其鋼中含量(質量%)之 2倍以上時獲得。另一方面，C、N濃化晶粒以外之肥粒鐵晶粒(非濃化晶粒)由於C及N濃度低於鋼中含量(質量%)，故而於冷軋板退火時促進晶粒成長，伸長率提高。藉此，可同時實現優異之耐隆脊特性與充分之成形性。
然而，於C、N濃化晶粒之體積率增加至一定以上之情形時，強度過度上升，斷裂伸長率降低。因此，發明者等人對可獲得優異之成形性及耐隆脊特性之C、N濃化晶粒之體積率進行詳細之研究。
其結果為，發現，藉由以相對於組織整體之體積率計將冷軋板退火後之C、N濃化晶粒之體積率控制為5~50%之範圍內，不會伴有由鋼板強度之上升所引起之斷裂伸長率之降低，可獲得既定之成形性及耐隆脊特性。尤其是於考慮成形性與耐隆脊特性之平衡性之情形時，C、N濃化晶粒之體積率以相對於組織整體之體積率計較佳為5~30%。又，就獲得更優異之成形性之觀點而言，C、N濃化晶粒之體積率以相對於組織整體之體積率計較佳為5~20%。再者，包含C、N濃化晶粒之肥粒鐵晶粒以外之組織成為基本上包含非濃化晶粒之肥粒鐵晶粒，此外之組織(麻田散鐵相等)以相對於組織整體之體積率之合計計只要未滿1%則可容許。
又，若冷軋板退火之保持溫度或保持時間變得不充分，則不僅肥粒鐵晶粒之再結晶會變得不充分，於熱軋板退火時生成之麻田散鐵相之分解亦會變得不充分，而使伸長率降低。為了獲得充分之成形性，需要於冷軋板退火後使再結晶充分地結束，並且使於熱軋板退火時生成之麻田散鐵相充分地分解。另一方面，於冷軋板退火之保持溫度過高之情形時，新生成麻田散鐵相，而使伸長 率降低。因此，必須抑制麻田散鐵相之存在量。麻田散鐵相以相對於組織整體之體積率計必須未滿1%。為了獲得優異之成形性，較佳為0%。
本發明者等人進行研究，結果可知，為了避免該等問題而獲得適當之組織，只要適當地控制冷軋板退火條件，並將維氏硬度設為180以下即可。較佳為維氏硬度為165以下。
其次，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼中之成分組成之限定原因進行說明。再者，成分組成中之元素之含量之單位均為「質量%」，以下，只要未特別說明，則僅以「%」表示。
C：0.005~0.050%
C係用以生成C、N濃化晶粒而提高耐隆脊特性之重要之元素。又，亦有促進沃斯田鐵相之生成，於熱軋板退火時擴大肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該等效果，必須含有C之0.005%以上。然而，若C含量超過0.050%，則鋼板進行硬質化，而無法獲得既定之斷裂伸長率。因此，C含量係設為0.005~0.050%之範圍。又，就進一步提高斷裂伸長率，獲得優異之成形性之觀點而言，根據下述Si含量及Mn含量，較佳為將C含量設為0.005~0.030%或0.005~0.025%之範圍。更佳為0.008~0.025%之範圍，進而較佳為0.010~0.020%之範圍。
Si：0.01~1.00%
Si係於鋼熔製時作為脫氧劑而起作用之元素。為了獲得該效果，必須添加Si之0.01%以上。然而，若Si含量超過1.00%，則鋼板進行硬質化，而無法獲得既定之斷裂伸長率。進而，於退火時 生成之表面銹垢變得堅固而難以進行酸洗，故而欠佳。因此，Si含量係設為0.01~1.00%之範圍。較佳為0.05~0.75%之範圍。進而較佳為0.05~0.40%之範圍。
再者，於下述Mn含量成為0.05~0.35%之範圍之情形時，就確保既定之耐隆脊特性，且進一步提高斷裂伸長率而獲得優異之成形性之觀點而言，Si含量較佳為設為0.25%以上且未滿0.40%之範圍。
又，於下述Mn含量成為0.60~0.90%之範圍之情形時，就確保既定之耐隆脊特性，且進一步提高斷裂伸長率而獲得優異之成形性之觀點而言，Si含量較佳為設為0.05%以上且未滿0.25%。
Mn：0.01~1.0%
Mn與C同樣地有促進沃斯田鐵相之生成，於熱軋板退火時擴大肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須添加Mn之0.01%以上。然而，若Mn含量超過1.0%，則MnS之生成量增加而耐蝕性降低。因此，Mn含量係設為0.01~1.0%之範圍。較佳為0.05~0.90%之範圍。
再者，如上所述，於Si含量成為0.25%以上且未滿0.40%之範圍之情形時，就確保既定之耐隆脊特性，且進一步提高斷裂伸長率而獲得優異之成形性之觀點而言，Mn含量較佳為設為0.05~0.35%之範圍。
又，於Si含量成為0.05%以上且未滿0.25%之範圍之情形時，就確保既定之耐隆脊特性，且進一步提高斷裂伸長率而獲得優異之成形性之觀點而言，Mn含量較佳為設為0.60~0.90%之範圍。更佳 為0.70~0.90%之範圍。進而較佳為0.75~0.85%之範圍。
P：0.040%以下
P由於係促進由晶界偏析所引起之晶界破壞之元素，故而較理想為較低，將上限設為0.040%。較佳為0.030%以下。進而較佳為0.020%以下。再者，P含量之下限並無特別限定，就製造成本等觀點而言為0.010%左右。
S：0.010%以下
S係成為MnS等硫化物系中介物存在而降低延展性或耐蝕性等之元素，尤其是於含量超過0.010%之情形時會顯著地產生該等不良影響。因此S含量較理想為儘量低，S含量之上限係設為0.010%。較佳為0.007%以下。進而較佳為0.005%以下。再者，S含量之下限並無特別限定，就製造成本等觀點而言為0.001%左右。
Cr：15.5~18.0%
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。為了獲得該效果，必須將Cr含量設為15.5%以上。然而，若Cr含量超過18.0%，則於熱軋板退火時沃斯田鐵相之生成變得不充分，而無法獲得既定之材料特性。因此，Cr含量係設為15.5~18.0%之範圍。較佳為16.0~17.5%之範圍。進而較佳為16.5~17.0%之範圍。
Ni：0.01~1.0%
Ni與C、Mn同樣地有促進沃斯田鐵相之生成，擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須將Ni含量設為0.01%以上。然而，若Ni含量超過1.0%，則加工性降低。因此，Ni含量係設為0.01~1.0%之範圍。較佳為0.1~0.6%之範圍。進而較佳為0.1~0.4%之範圍。
Al：0.001~0.10%
Al與Si同樣地係作為脫氧劑而起作用之元素。為了獲得該效果，必須含有Al之0.001%以上。然而，若Al含量超過0.10%，則Al2O3等Al系中介物增加，表面性狀容易降低。因此，Al含量係設為0.001~0.10%之範圍。較佳為0.001~0.05%之範圍。進而較佳為0.001~0.03%之範圍。
N：0.005~0.06%
N係用以生成C、N濃化晶粒而提高耐隆脊特性之重要之元素。又，亦有促進沃斯田鐵相之生成，擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。為了獲得該效果，必須將N含量設為0.005%以上。然而，若N含量超過0.06%，則延展性會明顯降低，並且會導致由促進Cr氮化物之析出所引起之耐蝕性之降低。因此，N含量係設為0.005~0.06%之範圍。較佳為0.005~0.05%之範圍。更佳為0.005~0.025%之範圍。進而較佳為0.010~0.025%之範圍。更佳為0.010~0.020%之範圍。
再者，尤其是於C含量成為0.005~0.025%、Si含量成為0.05%以上且未滿0.25%、Mn含量成為0.60~0.90%之範圍之情形時，N 含量較佳為設為0.005~0.025%之範圍。更佳為0.010~0.025%之範圍。進而較佳為0.010~0.020%之範圍。
以上，對基本成分進行了說明，但於本發明之肥粒鐵系不銹鋼中，為了提高製造性或材料特性，視需要可適當含有以下所述之元素。
選自Cu：0.01~1.0%、Mo：0.01~0.5%及Co：0.01~0.5%中之1種或2種以上 Cu：0.01~1.0%、Mo：0.01~0.5%
Cu及Mo均係提高耐蝕性之元素，尤其是於要求較高之耐蝕性之情形時含有而較為有效。又，Cu有促進沃斯田鐵相之生成，擴大於熱軋板退火時出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相溫度區域之效果。該等效果可藉由分別含有0.01%以上而獲得。然而，若Cu含量超過1.0%，則存在熱加工性降低之情形，故而欠佳。因此，於含有Cu之情形時，設為0.01~1.0%之範圍。較佳為0.2~0.8%之範圍。進而較佳為0.3~0.5%之範圍。又，若Mo含量超過0.5%，則於退火時沃斯田鐵相之生成變得不充分，而無法獲得既定之材料特性，故而欠佳。因此，於含有Mo之情形時，設為0.01~0.5%之範圍。較佳為0.2~0.3%之範圍。
Co：0.01~0.5%
Co係提高韌性之元素。該效果可藉由添加Co之0.01%以上而獲得。另一方面，若Co含量超過0.5%，則製造性降低。因此，於含有Co之情形時，設為0.01~0.5%之範圍。進而較佳為0.02~ 0.20%之範圍。
選自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%及REM：0.01~0.10%中之1種或2種以上 V：0.01~0.25%
V與鋼中之C及N結合，減少固熔C、N。藉此，抑制熱軋板中之碳氮化物之析出而抑制因熱軋、退火所引起之線狀瑕疵之產生，從而改善表面性狀。為了獲得該等效果，必須將V含量設為0.01%以上。然而，若V含量超過0.25%，則加工性降低，並且會導致製造成本上升。因此，於含有V之情形時，設為0.01~0.25%之範圍。較佳為0.03~0.15%之範圍。進而較佳為0.03~0.05%之範圍。
Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%
Ti及Nb與V同樣地，係與C及N之親和力較高之元素，有於熱軋時以碳化物或氮化物之形式析出，減少母相中之固熔C、N，而提高冷軋板退火後之加工性之效果。為了獲得該等效果，必須含有0.001%以上之Ti或0.001%以上之Nb。然而，若Ti含量或Nb含量超過0.10%，則因過剩之TiN及NbC之析出而無法獲得良好之表面性狀。因此，於含有Ti之情形時，設為0.001~0.10%之範圍，於含有Nb之情形時，設為0.001~0.10%之範圍。Ti含量較佳為0.003~0.010%之範圍。Nb含量較佳為0.005~0.020%之範圍。進而較佳為0.010~0.015%之範圍。
Ca：0.0002~0.0020%
Ca係對防止由連續鑄造時容易產生之Ti系中介物之晶化所引起的噴嘴之閉塞而言有效之成分。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若Ca含量超過0.0020%，則會生成CaS而降低耐蝕性。因此，於含有Ca之情形時，設為0.0002~0.0020%之範圍。較佳為0.0005~0.0015%之範圍。進而較佳為0.0005~0.0010%之範圍。
Mg：0.0002~0.0050%
Mg係有提高熱加工性之效果之元素。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若Mg含量超過0.0050%，則表面品質降低。因此，於含有Mg之情形時，設為0.0002~0.0050%之範圍。較佳為0.0005~0.0035%之範圍。進而較佳為0.0005~0.0020%之範圍。
B：0.0002~0.0050%
B係對防止低溫二次加工脆化而言有效之元素。為了獲得該效果，必須含有0.0002%以上。然而，若B含量超過0.0050%，則熱加工性降低。因此，於含有B之情形時，設為0.0002~0.0050%之範圍。較佳為0.0005~0.0035%之範圍。進而較佳為0.0005~0.0020%之範圍。
REM：0.01~0.10%
REM(Rare Earth Metals)係提高耐氧化性之元素，尤其有抑制焊接部之氧化皮膜形成，提高焊接部之耐蝕性之效果。為了獲得該效果，必須添加REM之0.01%以上。然而，若REM含量超過0.10%，則會降低冷軋退火時之酸洗性等製造性。又，由於REM為昂貴之元素，故而過量之添加會導致製造成本之增加，故而欠佳。因此，於含有REM之情形時，設為0.01~0.10%之範圍。
以上，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼中之成分組成進行了說明。
再者，本發明中之成分組成之中，上述以外之成分為Fe及無法避免之雜質。
其次，對本發明之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法進行說明。
利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知之方法將包含上述成分組成之熔鋼熔製，並藉由連續鑄造法或造塊-分塊法而製成鋼素材(鋼坯)。將該鋼坯於1100~1250℃下加熱1~24小時、或未進行加熱而於鑄造狀態下直接進行熱軋而製成熱軋板。
其後，進行將熱軋板於成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之兩相區溫度之900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板。
又，於成為C：0.005~0.030%、Si：0.25%以上且未滿0.40%及Mn：0.05~0.35%之成分組成之情形時(以下，亦簡稱為成分組成1之情形時)，較佳為進行於940℃以上且1000℃之溫度下保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火。
進而，於成為C：0.005~0.025%、Si：0.05%以上且未滿0.25%、 Mn：0.60~0.90%及N：0.005~0.025%之成分組成之情形時(以下，亦簡稱為成分組成2之情形時)，較佳為進行於960℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火。
繼而，對熱軋退火板視需要實施酸洗後，實施冷軋而製成冷軋板。其後，對冷軋板進行冷軋板退火，而製成冷軋退火板。進而，對冷軋退火板視需要實施酸洗，而製成製品。
就伸長性、彎曲性、加壓成形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，於本發明中，亦可重複2次以上之冷軋-退火。又，冷軋板退火係藉由在800℃以上且未滿900℃之溫度下保持5秒鐘~5分鐘而進行。再者，於上述成分組成1或2之情形時，較佳為於820℃以上且未滿880℃之溫度下保持5秒鐘~5分鐘。又，由於進一步要求光澤，故而亦可進行BA退火(Bright Annealing，光澤退火)。
再者，為了進一步提高表面性狀，亦可實施研削或研磨等。
以下，對上述製造條件中之熱軋板退火及冷軋板退火條件之限定原因進行說明。
熱軋板退火條件：於900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘
熱軋板退火係對本發明用以獲得優異之成形性及耐隆脊特性而言極重要之步驟。若熱軋板退火之保持溫度未滿900℃，則不會產生充分之再結晶，並且成為肥粒鐵單相區，故而存在無法獲得藉由兩相區退火而表現出之本發明之效果之情形。另一方面，若保持溫度超過1050℃，則由於熱軋板退火後生成之麻田散鐵相之體積率 減少，故而存在對其後之冷軋中之肥粒鐵相之壓延應變之集中效果減少，使肥粒鐵群落之破壞變得不充分，而無法獲得既定之耐隆脊特性之情形。
又，於保持時間未滿5秒鐘之情形時，由於即便於既定之溫度下進行了退火亦未充分地產生沃斯田鐵相之生成與肥粒鐵相之再結晶，故而存在無法獲得所需之成形性之情形。另一方面，若保持時間超過15分鐘，則存在促進向沃斯田鐵相中之C濃化，於熱軋板退火後過量生成麻田散鐵相，而使熱軋板韌性降低之情形。因此，熱軋板退火係於900℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘。較佳為於920℃以上且1000℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘。
再者，於上述成分組成1之情形時，更佳為於940℃以上且1000℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘。又，於上述成分組成2之情形時，更佳為於960℃以上且1050℃以下之溫度下保持5秒鐘~15分鐘。再者，關於保持時間之上限，進而更佳為設為5分鐘，進而較佳為設為3分鐘。
冷軋板退火條件：於800℃以上且未滿900℃之溫度下保持5秒鐘~5分鐘
冷軋板退火係對用以使藉由熱軋板退火而形成之肥粒鐵相再結晶，並且將C、N濃化晶粒之體積率調整為既定之範圍而言重要之步驟。若冷軋板退火之保持溫度未滿800℃，則未充分地產生再結晶而無法獲得既定之斷裂伸長率。另一方面，於冷軋板退火之保持溫度成為900℃以上之情形時，生成麻田散鐵相，鋼板進行硬質 化，而無法獲得既定之斷裂伸長率。
又，於保持時間未滿5秒鐘之情形時，即便於既定之溫度下進行了退火亦未充分地產生肥粒鐵相之再結晶，故而無法獲得既定之斷裂伸長率。另一方面，若保持時間超過5分鐘，則結晶粒會明顯粗大化，鋼板之光澤度降低，故而就表面美觀性之觀點而言欠佳。因此，冷軋板退火係設為於800℃以上且未滿900℃之溫度下保持5秒鐘~5分鐘。較佳為於820℃以上且未滿900℃下保持5秒鐘~5分鐘。再者，於上述成分組成1或2之情形時，較佳為於820℃以上且未滿880℃之溫度下保持5秒鐘~5分鐘。
[實施例]
利用50kg小型真空熔解爐將具有表1所示之成分組成之鋼熔製。將該等鋼塊於1150℃下加熱1h後，實施熱軋而製成3.0mm厚之熱軋板。熱軋後水冷至600℃，然後進行空氣冷卻。繼而，對該等熱軋板於表2中所記載之條件下實施熱軋板退火後，對表面進行噴丸處理與利用酸洗之除銹。進而，於冷軋至板厚0.8mm後，於表2中所記載之條件下進行冷軋板退火，並利用酸洗進行除銹處理，而獲得冷軋退火板。
對如此獲得之冷軋退火板進行以下之評價。
(1)C、N濃化晶粒之體積率
C、N濃化晶粒之體積率測定係使用EPMA(Electro-Probe Microanalyzer，電子束微分析儀[日本電子JXA-8200])進行。自冷軋退火板之寬度中央部切割寬度10mm長度15mm之試片，以使與壓延方向平行之剖面露出之方式埋入至樹脂中，並對表面進行鏡 面研磨。於該埋入試樣之板厚1/4部，對200μm×200μm之區域之組織像(反射電子像)進行拍攝。繼而，對存在於所拍攝之區域之所有結晶粒實施點分析而測定C及N濃度[加速電壓15kV，照射電流1×10-7A，點徑：0.5μm]。再者，於點分析時，基於預先利用C及N含量明確之試樣測定之校準曲線而對定量值進行修正。各結晶粒之C及N濃度測定結束後，將與另外藉由濕式分析求出之C及N之鋼中含量(設為CC及CN)相比，C濃度為2CC以上及/或N濃度為2CN以上之肥粒鐵結晶粒判定為C、N濃化晶粒。繼而，算出上述組織像中之C、N濃化晶粒之面積率，而將其設為C、N濃化晶粒之體積率。
再者，於發明例中，均可獲得C、N濃化晶粒與非濃化晶粒之複合組織(肥粒鐵相)，且肥粒鐵相以外之組織以相對於組織整體之體積率計未滿1%。
(2)維氏硬度
維氏硬度評價係根據JIS Z 2244進行。自冷軋退火板之寬度中央部切割寬度10mm長度15mm之試片，以使與壓延方向平行之剖面露出之方式埋入至樹脂中，並對表面進行鏡面研磨。繼而，使用維氏硬度計，對該剖面之板厚1/4部之硬度以荷重1kgf(≒9.8N)測定10點，將平均值設為該鋼之維氏硬度。
(3)斷裂伸長率
自冷軋退火板以使壓延直角方向成為試片之長度方向之方式採集JIS 13B號拉伸試片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，並測定 斷裂伸長率。將斷裂伸長率為30%以上之情形評價為非常優異之伸長率且為合格(◎◎)，將28%以上之情形評價為特別優異之伸長率且合格(◎)，將25%以上且未滿28%之情形評價為合格(○)，將未滿25%之情形評價為不合格(×)。
(4)耐隆脊特性
自冷軋退火板以使與壓延方向平行之方向成為試片之長度方向之方式採集JIS 5號拉伸試片，使用#600之剛砂紙對其表面進行研磨後，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，賦予20%之拉伸應變。其後，於該試片之平行部中央之研磨面沿壓延方向於直角之方向，使用表面粗糙度計，於測定長16mm、高截止濾波器波長0.8mm、低截止濾波器波長8mm之條件下測定JIS B 0601(2001年)中所規定之算術平均波紋度Wa。將Wa為2.0μm以下之情形評價為特別優異之耐隆脊特性而為合格(◎)，將超過2.0μm且為2.5μm以下之情形評價為合格(○)，將超過2.5μm之情形評價為不合格(×)。
(5)耐蝕性
自冷軋退火板採集60×100mm之試片，製作於利用#600剛砂紙對表面進行研磨精加工後將端面部密封之試片，並供給至JIS H 8502中所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2h)→乾燥(60℃，4h，相對濕度40%)→濕潤(50℃，2h，相對濕度≧95%)設為1循環，而進行8循環。
對實施鹽水噴霧循環試驗8循環後之試片表面進行照相，藉由圖像分析測定試片表面之生銹面積，根據與整個試片面積相比之比 率而算出生銹率((試片中之生銹面積/整個試片面積)×100[%])。將生銹率為25%以下評價為合格(○)，將超過25%評價為不合格(×)。
將上述(1)~(5)之評價結果一併記載於表2。
根據表2可知，於發明例中，成形性及耐隆脊特性均優異，並且耐蝕性亦優異。
另一方面，比較例No.25、No.26由於C含量或N含量低於適當範圍，故而C、N濃化晶粒之體積率降低，耐隆脊特性 較差。比較例No.27由於C含量及N含量超過適當範圍，故而C、N濃化晶粒之體積率超過適當範圍，斷裂伸長率較差，並且耐蝕性亦較差。
比較例No.28由於Si含量超過適當範圍，故而斷裂伸長率較差，並且於熱軋板退火時未充分地生成麻田散鐵相，耐隆脊特性較差。比較例No.29由於Mn含量超過適當範圍，故而耐蝕性較差。比較例No.30由於Cr含量低於適當範圍，故而耐蝕性較差。比較例No.31由於Cr含量超過適當範圍，故而C、N濃化晶粒之體積率低於適當範圍，耐隆脊特性較差。
又，比較例No.32及No.36由於熱軋板退火之保持溫度及保持時間成為適當範圍外，藉由熱軋板退火未生成充分量之麻田散鐵相，故而耐隆脊特性較差。No.33及No.37由於熱軋板退火之保持溫度低於適當範圍，故而冷軋退火板中之C、N濃化晶粒之體積率不充分，耐隆脊特性較差。
比較例No.34及No.38由於冷軋板退火之保持溫度低於適當範圍，故而再結晶不充分，硬度較高，斷裂伸長率較差。比較例No.35及No.39中，由於冷軋板退火之保持溫度超過適當範圍，故而生成硬質之麻田散鐵相，硬度較高，斷裂伸長率較差。
鑒於以上情況可知，根據本發明，可獲得具有優異之耐隆脊特性及成形性，進而耐蝕性亦優異之不銹鋼。
(產業上之可利用性)
藉由本發明而獲得之肥粒鐵系不銹鋼尤其適合應用於以拉伸作為主體之加壓成形品或要求較高之表面美觀性之用途例如廚房器具或餐具。

Claims (8)

  1. 一種肥粒鐵系不銹鋼，以質量%計，其含有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%及N：0.005~0.06%，剩餘部分包含Fe及無法避免之雜質之成分組成，滿足C濃度：2CC以上、N濃度：2CN以上中之任一者或兩者之肥粒鐵結晶粒以相對於組織整體之體積率計為5%以上且50%以下，維氏硬度為180以下；此處，CC及CN分別為C及N之鋼中含量(質量%)。
  2. 如請求項1之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成以質量%計，進而含有自Cu：0.01~1.0%、Mo：0.01~0.5%及Co：0.01~0.5%中選擇之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成，以質量%計，進而含有自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%及REM：0.01~0.10%中選擇之1種或2種以上。
  4. 如請求項1至3中任一項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.030質量%，Si之含量為0.25質量%以上且未滿0.40質量%，Mn之含量為0.05~0.35質量%，上述肥粒鐵結晶粒之體積率為5%以上且30%以下，相對於壓延方向直角方向之斷裂伸長率為28%以上，隆脊高度為2.5μm以下。
  5. 如請求項1至3中任一項之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述成分 組成中之C之含量為0.005~0.025質量%，Si之含量為0.05質量%以上且未滿0.25質量%，Mn之含量為0.60~0.90質量%，N之含量為0.005~0.025質量%，上述肥粒鐵結晶粒之體積率為5%以上且20%以下，相對於壓延方向直角方向之斷裂伸長率為30%以上，隆脊高度為2.5μm以下。
  6. 一種肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其係用於製造請求項1至5中任一項之肥粒鐵系不銹鋼之方法，包括下列步驟：對包含請求項1至5中任一項之成分組成之鋼坯進行熱軋，而製成熱軋板之步驟；進行將上述熱軋板於900℃以上且1050℃以下之溫度範圍內保持5秒鐘~15分鐘之熱軋板退火，而製成熱軋退火板之步驟；對上述熱軋退火板進行冷軋，而製成冷軋板之步驟；及進行將上述冷軋板於800℃以上且未滿900℃之溫度範圍內保持5秒鐘~5分鐘之冷軋板退火之步驟。
  7. 如請求項6之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.030質量%，Si之含量為0.25質量%以上且未滿0.40質量%，Mn之含量為0.05~0.35質量%，上述熱軋板退火之保持溫度為940℃以上且1000℃以下，上述冷軋板退火之保持溫度為820℃以上且未滿880℃。
  8. 如請求項6之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，其中，上述成分組成中之C之含量為0.005~0.025質量%，Si之含量0.05質量%以上且未滿0.25質量%，Mn之含量為0.60~0.90質量%，N之含量為0.005~0.025質量%， 上述熱軋板退火之保持溫度為960℃以上且1050℃以下，上述冷軋板退火之保持溫度為820℃以上且未滿880℃。
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