TWI530571B

TWI530571B - Fat iron type stainless steel and its manufacturing method

Info

Publication number: TWI530571B
Application number: TW104100510A
Authority: TW
Inventors: Masataka Yoshino; Hiroki Ota; Ayako Ta; Yukihiro Matsubara; Akito Mizutani; Mitsuyuki Fujisawa
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2014-01-08
Filing date: 2015-01-08
Publication date: 2016-04-21
Also published as: KR20180114240A; JP5987996B2; KR20160105869A; CN105874092A; WO2015105046A1; TW201529866A; JPWO2015105046A1

Description

肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法

本發明係關於成形性優異的肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法。

肥粒鐵系不鏽鋼之中，由日本工業規格JIS G 4305所規定的SUS430(16~18質量%Cr)，因為廉價且耐蝕性優異，因而被使用於建材、輸送機器、家電製品、廚房器具、汽車零件等各種用途，且近年來其適用範圍亦進而擴大中。為能適用於該等用途，不僅要求耐蝕性，尚且需求能加工為既定形狀的充分成形性(拉伸性大(以下將拉伸性大之事稱為「具有延性」)、平均蘭弗得值((Lankford value))(以下稱「平均r值」)大、及r值的平面內異向性絕對值(以下稱|Δr|)小)。

針對上述，專利文獻1所揭示的肥粒鐵系不鏽鋼，係成形性與抗皺性能均優異，依質量%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%、Ni：0.7%以下，且滿足0.06≦(C+N)≦0.12、1≦N/C及1.5×10^-3≦(V×N)≦1.5×10^-2(C、N、V分別係表示各元素的質量%)。但是，專利文獻1中關於異向性則完全沒有提及。又，經熱軋後必需施行所謂箱式退火(例如依860℃施行8小時退火)。因為此種箱式退火製程係包括有加熱、冷卻過程需要花費一週左右的時間，會有生產性低的問題。

另一方面，專利文獻2所揭示的肥粒鐵系不鏽鋼，係加工性與表面性狀均優異肥粒鐵系不鏽鋼，特徵在於將依質量%計，含有：C：0.01~0.10%、Si：0.05~0.50%、Mn：0.05~1.00%、Ni：0.01~0.50%、Cr：10~20%、Mo：0.005~0.50%、Cu：0.01~0.50%、V：0.001~0.50%、Ti：0.001~0.50%、Al：0.01~0.20%、Nb：0.001~0.50%、N：0.005~0.050%及B：0.00010~0.00500%的鋼施行熱軋後，再使用箱式爐(box furnace)或AP處理線(annealing and pickling line，退火酸洗處理線)連續爐，依肥粒鐵單相溫度區域施行熱軋板退火，更施行冷軋及精製退火。但是，使用箱式爐時將與上述專利文獻1同樣地會有生產性低的問題。又，專利文獻2中關於拉伸性完全沒有提及，當利用連續退火爐依肥粒鐵單相溫度區域施行熱軋板退火的情況，因為退火溫度低因而再結晶不充分，相較於依肥粒鐵單相溫度區域施行箱式退火的情況下，拉伸性較為降低。又，一般如專利文獻2所示肥粒鐵系不鏽鋼，會生成具有類似鑄造或熱軋時之結晶方位的結晶粒群(群體、colony)，導致有|Δr|變大的問題。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利第3584881號公報(再公表WO00/60134號)

專利文獻2：日本專利第3581801號公報(特開2001-3134號)

本發明係解決此項問題，目的在於提供：具有充分耐蝕性及優異成形性的肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法。

另外，本發明中，所謂「充分耐蝕性」係指對表面經利用#600剛砂紙施行拋光加工後再將端面部予以密封的鋼板，施行JIS H 8502所規定的鹽水噴霧循環試驗[以(鹽水噴霧(35℃、5質量%NaCl、噴霧2h)→乾燥(60℃、相對濕度40%、4h)→濕潤(50℃、相對濕度≧95%、2h))為1循環的試驗]計施行8循環時，鋼板表面的生銹面積率(=生銹面積/鋼板總面積×100[%])在25%以下。

再者，所謂「優異成形性」係指在根據JIS Z2241的拉伸試驗中，斷裂拉伸(El)達25%以上之情況，根據JIS Z 2241的拉伸試驗中，賦予15%應變時利用下述(1)式所計算出的平均蘭弗得值(以下稱「平均r值」)達0.70以上之情況，以及依下述(2)式所計算出r值的平面內異向性(以下稱「Δr」)絕對值(|Δr|)在0.20以下之情況。

平均r值=(r_L+2×r_D+r_C)/4 (1)

Δr=(r_L-2×r_D+r_C)/2 (2)

其中，r_L係朝軋延方向的平行方向施行拉伸試驗時的r值；r_D係朝軋延方向的45°方向施行拉伸試驗時的r值；r_C係朝軋延方向的直角方向施行拉伸試驗時的r值。

為解決問題經深入鑽研，結果發現藉由在針對適當成分肥粒鐵系不鏽鋼進行熱軋後的鋼板，於施行冷軋前，便依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相的溫度區域施行退火，便可獲得具有充分耐蝕性、且成形性優異的肥粒鐵系不鏽鋼。

本發明係根據以上見解而完成，主旨如下。

[1]一種肥粒鐵系不鏽鋼，係依質量%計，含有：C：0.005~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.05~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、 Cr：15.5~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係Fe及不可避免的雜質構成，El≧25%、平均r值≧0.70且|Δr|≦0.20。

[2]一種肥粒鐵系不鏽鋼，係依質量%計，含有：C：0.01~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.2~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係Fe及不可避免的雜質構成，El≧25%、平均r值≧0.70且|Δr|≦0.20。

[3]如上述[1]或[2]所記載的肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.5%之中選擇1種或2種以上。

[4]如上述[1]~[3]中任一項所記載的肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。

[5]一種肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法，係將具有上述[1]至[4]中任一項所記載成分組成的鋼胚，施行熱軋，接著施行依900~1000℃溫度範圍保持5秒~15分鐘的退火而形成熱軋退火板，接著經施行冷軋後，再施行依800~950℃溫度範圍保持5秒~5分鐘的冷軋板退火。

另外，本說明書中，表示鋼成分的「%」全部均指「質量%」。

根據本發明可獲得具有充分耐蝕性與優異成形性的肥粒鐵系不鏽鋼。

以下，針對本發明進行詳細說明。

本發明之肥粒鐵系不鏽鋼之目的在於：經衝壓加工能使用於建材零件、家電製品的零件、廚房器具、汽車零件等各種用途。為能適用於該等用途，要求充分成形性(拉伸性及平均r值大、|Δr|小)。

例如當依撐壓成形製造球形排氣口罩的情況，若拉伸性特性不足，則在成形時會在拉伸性最差的方向上發生頸縮、斷裂情形，導致無法成形。又，經成形後的撐壓部位之板厚，會依成形前的鋼板方向出現大幅不同，導致發生製品外觀惡化的情況。或利用深衝加工等製造的大型鍋，當平均r值偏低的情況會發生頸縮、斷裂，導致無法成形為既定的製品形狀。鍋的鍋身部分之板厚會依位置出現大幅差異，導致熱傳導特性上發生不良情況。或當利用深衝加工進行成形時，若|Δr|偏大，則經成形後的邊緣會變大，導致因成形後的追加修邊步驟而造成製造成本增加，以及因被切掉的鋼板量變大而造成製品良率降低。依此期待拉伸性及平均r值大、且|Δr|小。但是，通常若平均r值變大，會導致|Δr|亦變大。所以，發明者等針對使用於建材、輸送機器、家電製品、廚房機器、汽車零件等各種用途的衝壓成形加工品進行深入調查，發現若同時滿足El≧25%、平均r值≧0.70、以及|Δr|≦0.20，便可衝壓成形為多樣加工品。

肥粒鐵系不鏽鋼之中，依日本工業規格JIS G 4305規定的SUS430LX(16質量%Cr-0.15質量%Ti或16質量%Cr-0.4質量%Nb)、SUS436L(18質量%Cr-1.0質量%Mo-0.25質量%Ti)等，係含有大量的Ti、Nb，且具有拉伸性(El)及平均r值均優異的成形性，被使用於多種用途。但是，該等鋼種因為含有大量的Ti、Nb，因而會有原料成本與製造成本偏高、價格貴的問題。另一方面，肥粒鐵系不鏽鋼中生產最多的SUS430(16質量%)，因為並未含有大量的Ti、Nb，因而雖較SUS430LX、SUS436L廉價，但成形性卻較差於SUS430LX、SUS436L。所以，需求經提升成形性的SUS430。

緣是，發明者等針對獲得未含有大量Ti、Nb的SUS430(16質量%)系成分，且滿足El≧25%、平均r值≧0.70、|Δr|≦0.20的肥粒鐵系不鏽鋼之方法進行深入鑽研。又，就對經熱軋後的肥粒鐵系不鏽鋼板施行冷軋前，便施行退火(以下稱「熱軋板退火」)的方法，係有箱式退火(批次退火)與連續退火，針對不採用需要長時間且生產性低的箱式退火，而是利用高生產性連續退火獲得既定成形性進行檢討。

使用連續退火爐的習知技術之問題在於：因為熱軋板退火係依肥粒鐵單相溫度區域實施，因而不會產生充分的再結晶，無法獲得充分的拉伸性，且群體會殘存至冷軋板退火後，因而|Δr|偏大。緣是，發明者等提案出在依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火後，依常法施行冷軋及冷軋板退火，最終再度成為肥粒鐵單相組織。即，藉由熱軋板退火係依較肥粒鐵單相溫度區域更高溫的肥粒鐵相與沃斯田鐵之雙相區域實施，便促進肥粒鐵相的再結晶，因而可迴避因熱軋而被導入加工應變的肥粒鐵結晶粒殘存直到冷軋板退火後為止，俾提升冷軋板退火後的拉伸性。又，當利用熱軋板退火從肥粒鐵相生成沃斯田鐵相時，因為沃斯田鐵相會生成具有與退火前的肥粒鐵相不同結晶方位，因而能有效地破壞肥粒鐵相的群體。所以，經施行冷軋與冷軋板退火後的冷軋退火板金屬組織中，會提升r值的γ-纖維集合組織繁盛，且群體會被切斷，緩和金屬組織的異向性，能獲得|Δr|變小的優異特性。

再者，若對含有麻田散鐵相的熱軋退火板施行冷軋，因為麻田散鐵相相較於肥粒鐵相屬於較硬質，因而麻田散鐵相附近的肥粒鐵相會優先變形而導致軋延應變集中，而更增加冷軋板退火時的再結晶位置。藉此，更促進冷軋板退火時的再結晶，更加緩和冷軋板退火後的金屬組織異向性。

再者，針對各種成分，就雙相區域熱軋板退火的效果進行詳細檢討，結果發現即便未含有大量的Ti、Nb，但利用適當的成分，仍可獲得拉伸性(El)達25%以上、平均r值達0.70以上、|Δr|在0.20以下的優異成形性。

其次，針對本發明肥粒鐵系不鏽鋼的成分組成進行說明。以下，在無特別聲明的前提下，「%」係指「質量%」。

C：0.005~0.05%

C係具有促進沃斯田鐵相生成，擴大熱軋板退火時會出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需含有達0.005%以上。但是，若C量超過0.05%，則鋼板會硬質化導致延性降低。所以，C量設定為0.005~0.05%範圍。下限較佳係0.01%、更佳係0.015%。上限較佳係0.035%、更佳係0.03%、特佳係0.025%。

Si：0.02~0.50%

Si係屬於在鋼熔製時發揮脫氧劑的作用。為能獲得此項效果必需含有達0.02%以上。但是，若Si量超過0.50%，則鋼板會硬質化導致熱軋時的軋延負荷增大。又，冷軋板退火後的延性會降低。所以，Si量設定為0.02~0.50%範圍。較佳係0.10~0.50%範圍。更佳係0.25~0.35% 範圍。

Mn：0.05~1.0%

Mn係與C同樣地均具有促進沃斯田鐵相生成，擴大熱軋板退火時會出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需含有達0.05%以上。但是，若Mn量超過1.0%，則MnS的生成量會增加導致耐蝕性降低。所以，Mn量設定為0.05~1.0%範圍。下限較佳係0.1%、更佳係0.2%。上限較佳係0.8%、更佳係0.35%、特佳係0.3%。

P：0.04%以下

P係屬於會助長因晶界偏析而造成晶界破壞的元素，所以越少越好，上限設定為0.04%。較佳係0.03%以下。更佳係0.01%以下。

S：0.01%以下

S係屬於會存在成為MnS等硫化物系介在物導致延性與耐蝕性等降低的元素。特別係當含有量超過0.01%的情況，該等不良影響會明顯發生。所以，S量最好盡量減少，本發明中的S量上限係設定為0.01%。更佳係0.007%以下。特佳係0.005%以下。

Cr：15.5~18.0%

Cr係屬於具有在鋼板表面上形成鈍化皮膜而提升耐蝕性效果的元素。為能獲得此項效果必需將Cr量設定為15.5%以上。但是，若Cr量超過18.0%，則在熱軋板退火時的沃斯田鐵相生成嫌不足，導致無法獲得既定的材料特性。所以，Cr量設定為15.5~18.0%範圍。較佳係16.0~18.0%範圍。更佳係16.0~17.25%範圍。

Al：0.001~0.10%

Al係與Si同樣地屬於具有脫氧劑作用的元素。為能獲得此項效果必需含有達0.001%以上。但是，若Al量超過0.10%，則Al₂O₃等Al系夾雜物會增加，導致表面性狀容易降低。所以，Al量設定為0.001~0.10%範圍。較佳係0.001~0.05%範圍。更佳係0.001~0.03%範圍。

N：0.01~0.06%

N係與C、Mn同樣地具有促進沃斯田鐵相生成，擴大熱軋板退火時會出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。為能獲得此項效果必需將N量設定達0.01%以上。但是，若N量超過0.06%，則延性會明顯降低，且會因助長鉻之氮化物析出而導致耐蝕性降低。所以，N量設定為0.01~0.06%範圍。較佳係0.01~0.05%範圍。更佳係0.02~0.04%範圍。

其餘係Fe及不可避免的雜質。

藉由以上的成分組成便可獲得本發明的效果，更在提升製造性或材料特性之目的，尚可含有以下的元素。

從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.5%之中選擇1種或2種以上

Cu與Ni均係屬於提升耐蝕性的元素，特別係當要求高耐蝕性的情況含有便屬有效。又，Cu與Ni均具有促進沃斯田鐵相生成，擴大熱軋板退火時會出現肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之效果。該等效果分別係含有達0.1%以上才會明顯。但是，若Cu含有量超過1.0%，則熱加工性會降低，故非屬較佳。所以，當含有Cu的情況便設定為0.1~1.0%。較佳係0.2~0.8%範圍。更佳係0.3~0.5%範圍。若Ni含有量超過1.0%，則加工性會降低，故非屬較佳。所以，當含有Ni的情況便設定為0.1~1.0%。較佳係0.1~0.6%範圍。更佳係0.1~0.3%範圍。

Mo係屬於提升耐蝕性的元素，特別係當要求高耐蝕性的情況含有便屬有效。此項效果係含有達0.1%以上才會明顯。但是，若Mo含有量超過0.5%，則在熱軋板退火時的沃斯田鐵相生成嫌不足，無法獲得既定的材料特性，故非屬較佳。所以，當含有Mo的情況便設定為0.1~0.5%以下。較佳係0.1~0.3%範圍。

Co係屬於提升韌性的元素。此項效果係藉由含有達0.01%以上便可獲得。另一方面，若含有量超過0.5%，便會使製造性降低。所以，當含有Co時，含有量設定為0.01~0.5%範圍。

從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上

V：0.01~0.25%

V會與鋼中的C及N化合，而降低固溶C、N。藉此提升平均r值。又，控制熱軋板中的氮碳化物析出行為，抑制因熱軋/退火造成的線狀瑕疵產生，而改善表面性狀。為能獲得此項效果V量必需含有達 0.01%以上。但是，若V量超過0.25%，則加工性會降低，且會導致製造成本上升。所以，V量設定為0.01~0.25%範圍。較佳係0.03~0.20%範圍。更佳係0.05~0.15%範圍。

Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%

Ti及Nb係與V同樣地屬於與C及N間之親和力較高的元素，在熱軋時會依碳化物或氮化物形式析出，使母相中的固溶C、N降低，具有提升經冷軋板退火後的加工性效果。為能獲得該等效果，必需含有達0.001%以上的Ti、達0.001%以上的Nb。但是，若Ti量超過0.10%、或Nb量超過0.10%，則會因析出過剩的TiN與NbC，導致無法獲得良好的表面性狀。所以，當含有Ti的情況便設定為0.001~0.10%範圍，當含有Nb的情況便設定為0.001~0.10%範圍。Ti量較佳係0.001~0.015%範圍。更佳係0.003~0.010%範圍。Nb量較佳係0.001~0.025%範圍。更佳係0.005~0.020%範圍。

Mg：0.0002~0.0050%

Mg係屬於具有提升熱加工性效果的元素。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若Mg量超過0.0050%，則表面品質會降低。所以，當含有Mg的情況便設定為0.0002~0.0050%範圍。較佳係0.0005~0.0035%範圍。更佳係0.0005~0.0020%範圍。

B：0.0002~0.0050%

B係屬於防止低溫二次加工脆化的有效元素。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若B量超過0.0050%，則熱加工性會降低。所以，當含有B的情況便設定為0.0002~0.0050%範圍。較佳係0.0005~0.0035%範圍。更佳係0.0005~0.0020%範圍。

REM：0.01~0.10%

REM係屬於提升耐氧化性的元素，特別係抑制熔接部的氧化皮膜形成而具有提升熔接部耐蝕性的效果。為能獲得此項效果必需含有達0.01%以上。但是，若含有超過0.10%，則會導致冷軋板退火時的酸洗性等製造性降低。又，因為REM係屬於高單價元素，因而過度含有反而會導致製造成本增加，故非屬較佳。所以，當含有REM的情況便設定為0.01~0.10%範圍。

Ca：0.0002~0.0020%

Ca係屬於防止因連續鑄造時較容易發生的Ti系夾雜物結晶，而造成噴嘴遭阻塞情況的有效成分。為能獲得此項效果必需含有達0.0002%以上。但是，若Ca量超過0.0020%，則會生成CaS導致耐蝕性降低。所以，當含有Ca的情況便設定為0.0002~0.0020%範圍。較佳係0.0005~0.0015%範圍。更佳係0.0005~0.0010%範圍。

其次，針對本發明肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法進行說明。

本發明的肥粒鐵系不鏽鋼係將具有上述成分組成的鋼胚施行熱軋，接著施行依900~1000℃溫度範圍保持5秒~15分鐘的熱軋板退火，而形成熱軋退火板，接著經施行冷軋後，再施行依800~950℃溫度範圍保持5秒~5分鐘的冷軋板退火便可獲得。

首先，利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知方法熔製由上述成分組成構成的熔鋼，再利用連續鑄造法或鑄錠-塊料法形成鋼素材(鋼胚)。將該鋼胚依1100~1250℃加熱1~24小時、或在未加熱而保持鑄造狀態下直接施行熱軋而形成熱軋板。

其次，施行熱軋。捲取時較佳係將捲取溫度設定為500℃以上且850℃以下。若未滿500℃，則捲取後的再結晶不足會有導致經冷軋板退火後的延性降低之情況，故非屬較佳。若依超過850℃進行捲取，則粒徑會變大，會有在衝壓加工時發生表皮粗糙的情況。所以，捲取溫度較佳係500~850℃範圍。

然後，施行依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域溫度的900~1000℃溫度，保持5秒~15分鐘的熱軋板退火。

其次，視需要施行酸洗、並施行冷軋及冷軋板退火。更進一步視需要施行酸洗便成為製品。

就從拉伸性、彎曲性、衝壓成形性及形狀矯正的觀點，冷軋較佳係依達50%以上的軋縮率實施。又，本發明中，冷軋-退火亦可重複施行2次以上。

為能獲得良好的成形性，冷軋板的退火係依800~950℃溫度保持5秒~5分鐘。又，為求更光澤亦可施行BA退火(輝面退火)。

另外，為能更進一步提升表面性狀，亦可施行研削、研磨等。

相關製造條件的較佳限定理由，說明如下。

依900~1000℃溫度保持5秒~15分鐘的熱軋板退火

熱軋板退火係本發明為能獲得優異成形性的極重要步驟。若熱軋板退火溫度未滿900℃，便不會生成充分的再結晶，且會成為肥粒鐵單相區域，因而無法獲得利用雙相區域退火顯現的本發明效果。但是，若熱軋板退火溫度超過1000℃，則沃斯田鐵相的生成量會降低。所以，經熱軋板退火後所生成的麻田散鐵相量會減少，無法充分獲得藉由對含有肥粒鐵相與麻田散鐵相的金屬組織施行冷軋，而緩和因軋延應變集中於麻田散鐵相附近的肥粒鐵相，所造成金屬組織異向性的效果，造成無法獲得既定的|Δr|。若退火時間未滿5秒的情況，即便依既定溫度施行退火，仍無法充分產生沃斯田鐵相生成與肥粒鐵相再結晶，導致無法獲得所需成形性。另一方面，若退火時間超過15分鐘，則氮碳化鉻其中一部分會固溶，而助長沃斯田鐵相中的C濃化，導致經熱軋板退火後會發生由沃斯田鐵相變態生成的麻田散鐵相中過度C濃化。該麻田散鐵相在冷軋板退火時會分解為碳化物與肥粒鐵相，造成變化為含大量碳化物的肥粒鐵相。藉此，經冷軋板退火後的金屬組織，成為因為在熱軋板退火時係屬於肥粒鐵相因，而晶粒內及晶界上的碳化物較少之肥粒鐵粒，以及因為熱軋板退火時係屬於沃斯田鐵相，因而晶粒內及晶界上的碳化物過多的肥粒鐵粒之混粒組織。若成為此種金屬組織時，因為碳化物較少的晶粒與較多的晶粒會發生硬度差，造成成形時會在二者晶粒的界面處出現變形應變集中，導致容易以晶界上的碳化物為起點助長孔隙生成，造成延性降低。所以，熱軋板退火係依900~1000℃溫度保持5秒~15分鐘。較佳係依910~960℃溫度保持15秒~3分鐘。

依800~950℃溫度保持5秒~5分鐘的冷軋板退火

冷軋板退火係屬於為將依熱軋板退火所形成的肥粒鐵相與麻田散鐵相之雙相組織，形成肥粒鐵單相組織的重要步驟。若冷軋板退火溫度未滿800℃，則不會充分發生再結晶，導致無法獲得既定延性與平均r值。另一方面，當冷軋板退火溫度超過950℃的情況，若該溫度係成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相溫度區域的鋼成分，因為經冷軋板退火後會生成麻田散鐵相，因而鋼板會硬質化導致無法獲得既定延性。又，該溫度成為肥粒鐵單相溫度區域的鋼成分，亦會因結晶粒明顯粗大化，導致鋼板的光澤度降低，因而就表面品質的觀點非屬較佳。當退火時間未滿5秒的情況，即便依既定溫度施行退火仍不會充分發生肥粒鐵相的再結晶，因而導致無法獲得既定延性與平均r值。若退火時間超過5分鐘，則結晶粒會明顯粗大化，導致鋼板的光澤度降低，因而表面品質的觀點非屬較佳。所以，冷軋板退火係依800~950℃範圍保持5秒~5分鐘。較佳係依850℃~900℃保持15秒~3分鐘。

[實施例1]

以下，針對本發明利用實施例進行詳細說明。

利用50kg小型真空熔解爐熔製具有表1所示化學組成的不鏽鋼鍋。該等鋼塊經利用1150℃加熱1小時後，施行熱軋而形成厚3.5mm的熱軋板。接著，對該等熱軋板依表2所記載條件施行熱軋板退火後，對表面施行珠粒噴擊處理與利用酸洗進行的脫銹皮。更進一步，施行冷軋直到板厚0.7mm為止後，再依表2所記載條件施行冷軋板退火後，施行利用酸洗進行的脫銹皮處理，便獲得冷軋酸洗退火板。

針對依此獲得的冷軋酸洗退火板施行以下的評價。

(1)延性評價

從冷軋酸洗退火板朝L方向(軋延方向的平行方向)、D方向(軋延方向的45°方向)及C方向(軋延方向的直角方向)採取JIS 13B號拉伸試驗片，再根據JIS Z2241施行拉伸試驗，並測定斷裂拉伸，當各方向的斷裂拉伸達25%以上之情況便評為「合格(○)」，只要有其中一方向未滿25%之情況便評為「不合格(×)」。

(2)平均r值及|Δr|的評價

從冷軋酸洗退火板朝軋延方向的平行(L方向)、45°(D方向)及直角(C方向)方向採取JIS 13B號拉伸試驗片，再根據JIS Z2241施行拉伸試驗直到應變15%為止便中斷，測定各方向的r值，並計算出平均r值[=(r_L+2r_D+r_C)/4]及r值的平面異向性[Δr=(r_L-2r_D+r_C)/2]絕對值(|Δr|)。其中，r_L、r_D、r_C分別係L方向、D方向及C方向的r值。若平均r值達0.70以上便評為「合格(○)」，若未滿0.70則評為「不合格(×)」。若|Δr|在0.20以下便評為「合格(○)」，若超過0.20便評為「不合格(×)」。

(3)耐蝕性評價

從冷軋酸洗退火板採取60mm×100mm試驗片，表面經利用#600剛砂紙施行拋光加工後，製作端面部經密封的試驗片，提供進行JIS H 8502規定的鹽水噴霧循環試驗。鹽水噴霧循環試驗係以鹽水噴霧(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%)為1循環，計施行8循環。

針對經施行鹽水噴霧循環試驗計8循環後的試驗片表面拍攝照片，利用影像解析測定試驗片表面的生銹面積，從與試驗片總面積的比率計算出生銹面積率((試驗片中的生銹面積/試驗片總面積)×100[%])。生銹面積率在10%以下係屬於特別優異的耐蝕性，評為「合格(◎)」，超過10%且25%以下評為「合格(○)」，超過25%評為「不合格(×)」。

評價結果合併熱軋板退火與冷軋退火條件標示於表2中。

鋼成分及製造方法均滿足本發明範圍的No.1~14、20~30及40~52，確認到斷裂拉伸達25%以上、平均r值達0.70以上、|Δr|在0.20以下的優異成形性。又，相關耐蝕性亦是獲得經實施鹽水噴霧循環試驗計8循環後，試驗片表面的生銹面積率均在25%以下的良好特性。

特別係Ni含有0.4%的鋼D與AC、Cu含有0.3%的鋼F、Cu含有0.4%的鋼AR、Mo含有0.3%的鋼G、及對應於鋼AI的No.4、No.22、No.6、No.50、No.7及No.41，經鹽水噴霧循環試驗後的生銹面積率在10%以下，或更加提升耐蝕性。

另一方面，Cr含有量低於本發明範圍的No.15，雖能獲得既定的延性、平均r值及|Δr|，但因為Cr含有量不足，因而無法獲得既定的耐蝕性。

Cr含有量高於本發明範圍的No.16，雖能獲得充分的耐蝕性，但因為過剩含有Cr，因而在熱軋板退火時不會生成沃斯田鐵相，導致無法獲得既定的平均r值及|Δr|。

C量高於本發明範圍的No.17，雖能獲得既定的平均r值及|Δr|，但因為固溶C量增加，因而鋼板強度明顯提升，導致無法獲得既定的延性。

另一方面，C量低於本發明範圍的No.18，因為由C造成的沃斯田鐵相安定化不足，因而在熱軋板退火中不會生成足夠量的沃斯田鐵相，導致無法獲得既定的平均r值及|Δr|。

熱軋板退火溫度分別為875℃或871℃之偏低溫度的No.19或No.35，因為熱軋板退火溫度成為肥粒鐵單相溫度，導致成為沃斯田鐵相，因而經熱軋板退火後不會生成麻田散鐵相，導致無法獲得緩和利用對含麻田散鐵的鋼板施行冷軋，而獲得既定金屬組織的異向性效果，造成無法獲得既定的|Δr|。熱軋板退火溫度分別為1014℃或1011℃之偏高溫度的No.31或No.36，在退火溫度中所生成的沃斯田鐵相量減少，經熱軋板退火後所生成的麻田散鐵相量減少，因而無法獲得緩和利用後續冷軋造成的既定金屬組織之異向性的效果，造成無法獲得既定的|Δr|。熱軋板退火時間為1秒鐘之偏短時間的No.32與No.37，因為沃斯田鐵相生成與不會生成足夠再結晶，因而無法獲得既定的延性、平均r值及|Δr|。冷軋板退火溫度為780℃之偏低溫度的No.33與No.38，不會充分生成再結晶，會殘存因冷軋造成的加工組織，結果造成無法獲得既定的延性及平均r值。冷軋板退火溫度為960℃之偏高溫度的No.34與No.39，在冷軋板退火時會再度生成沃斯田鐵相，於冷軋板退火後沃斯田鐵相會變態為麻田散鐵相，結果造成鋼板明顯硬質化，導致無法獲得既定的延性。又，因為經冷軋板退火後的組織含有麻田散鐵相，因而r值降低，無法獲得既定的平均r值。

由上述得知，為能獲得本發明所提供既定成形性，必需鋼成分及製造方法雙方均滿足本發明範圍。

(產業上之可利用性)

本發明所獲得肥粒鐵系不鏽鋼，特別適用於以深衝為主體的衝壓成形品、要求高耐蝕性用途(例如建材、輸送機器、汽車零件)。

Claims

一種肥粒鐵系不鏽鋼，係依質量%計，含有：C：0.005~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.05~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：15.5~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係Fe及不可避免的雜質構成，El≧25%、平均r值≧0.70且|△r|≦0.20。
一種肥粒鐵系不鏽鋼，係依質量%計，含有：C：0.01~0.05%、Si：0.02~0.50%、Mn：0.2~1.0%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~18.0%、Al：0.001~0.10%、N：0.01~0.06%，其餘係Fe及不可避免的雜質構成，El≧25%、平均r值≧0.70且|△r|≦0.20。
如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從Cu：0.1~1.0%、Ni：0.1~1.0%、Mo：0.1~0.5%、Co：0.01~0.5%之中選擇1種或2種以上。
如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。
如申請專利範圍第3項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.10%、Nb：0.001~0.10%、Mg：0.0002~0.0050%、B：0.0002~0.0050%、REM：0.01~0.10%、Ca：0.0002~0.0020%之中選擇1種或2種以上。
一種肥粒鐵系不鏽鋼之製造方法，係將具有申請專利範圍第1至5項中任一項之成分組成的鋼胚，施行熱軋，接著施行依900~1000℃溫度範圍保持5秒~15分鐘的退火而形成熱軋退火板，接著經施行冷軋後，再施行依800~950℃溫度範圍保持5秒~5分鐘的冷軋板退火。