CN111295458A

CN111295458A - 铁素体系不锈钢板及其制造方法

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Publication number: CN111295458A
Application number: CN201880070416.7A
Authority: CN
Inventors: 井上佳士; 川边英尚; 吉野正崇; 藤泽光幸
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-10-30
Filing date: 2018-10-16
Publication date: 2020-06-16
Also published as: US20200347475A1; KR102603113B1; MX2020004428A; WO2019087761A1; ES2883114T3; JPWO2019087761A1; EP3666917A4; EP3666917B1; EP3666917A1; CN119615019A; KR20220065904A; KR20200057760A; JP6536763B1

Abstract

本发明提供一种韧性更优异且耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法，所述铁素体系不锈钢板具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.300％、Cr：10.0～13.0％、Ni：0.75～1.50％、Ti：0.05～0.35％、N：0.001～0.020％，并且由下述式(1)构成的γ_I[％]为65％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，并且，金属组织的平均晶体粒径为45μm以下。γ_I[％]＝24Ni+12Mn+6Cu－18Si－12Cr－12Mo+188 (1)。应予说明，式(1)中的Ni、Mn、Cu、Si、Cr以及Mo表示各成分的含量(质量％)，不含有的成分为0。

Description

铁素体系不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及铁素体系不锈钢板及其制造方法，特别是涉及凸缘用部件的用途中有用的、韧性优异且耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

背景技术

汽车的排气路径由排气歧管、消声器、催化剂、挠性管、中心管以及前管等各种部件构成。在将这些部件连接的情况下，大多使用称为凸缘(Flange)的紧固部件。应用于这种排气系统部件的凸缘需要具有充分的刚性。因此，在这样的排气系统部件应用厚壁(例如板厚为5mm以上)的凸缘。

另外，除了加压成型之外，凸缘通过冲裁等加工而制造，可使用普通钢。

并且，近年来，对于暴露于称为EGR(Exhaust Gas Recirculation，EGR)系统的高温排气的部件中应用的凸缘材，要求充分的耐腐蚀性。因此，正在研究与普通钢相比耐腐蚀性优异的不锈钢、特别是热膨胀率较小且难以产生热应力的铁素体系不锈钢的应用。其结果是强烈需要能够应用于厚壁的凸缘的板厚大(例如板厚为5mm以上)的铁素体系不锈钢板。

然而，板厚大的铁素体系不锈钢存在低温韧性的课题。例如制造凸缘时的压裂在冬季大量产生。因此，强烈要求板厚大的铁素体系不锈钢的韧性的改善。

应对这样的市场要求，例如专利文献1中公开了一种韧性(－40℃的夏比冲击值为50J/cm²以上)优异的不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有C：0.02％以下、N：0.02％以下、Si：0.005～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mn：0.1～3.0％、P：0.04％以下、S：0.0100％以下、Cr：10％以上且小于18％，还含有Ti：0.05～0.30％、Nb：0.01～0.50％中的1种或2种，Ti和Nb的合计为8(C+N)～0.75％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，γ_p为70％以上，且铁素体粒径为20μm以下，马氏体生成量为70％以下。

应予说明，γ_p(％)使用下述(i)式(专利文献1中表述为(1)式)而评价。

γ_p＝420(％C)+470(％N)+23(％Ni)+9(％Cu)+7(％Mn)－11.5(％Cr)－11.5(％Si)－12(％Mo)－23(％V)－47(％Nb)－49(％Ti)－52(％Al)+189(i)

应予说明，(％X)表示各成分X的质量比例。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2016－191150号公报。

发明内容

然而，本发明人等尝试使用专利文献1中记载的不锈钢板而加工成具有翻边加工部的厚壁的凸缘形状的结果，证明在翻边加工部产生破裂，存在无法得到规定的凸缘形状的情况，不足以应用于厚壁的凸缘。

本发明鉴于上述情况，目的在于提供一种韧性更优异，并且耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

应予说明，本发明中，韧性优异是指－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上。另外，本发明中，耐腐蚀性优异是指在将JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验实施了3个循环后的生锈率为25％以下。

本发明人等为了解决上述课题进行了详细的研究。其结果得到以下的情况。

为了在不产生破裂的情况下加工成具有翻边加工部的厚壁的凸缘，有效的是将金属组织微细化且－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上。具体而言，通过使金属组织的平均晶体粒径为45μm以下，能够有效地抑制加工成具有翻边加工部的厚壁的凸缘时的翻边加工部上的破裂的产生，能够充分适用于具有翻边加工部的厚壁的凸缘。

并且，为了将金属组织微细化且得到－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上，对适当的钢成分、具体而言具有将Si、Mn、Cr、Ni等控制在适当的范围的钢成分组成的坯料在1050～1250℃下进行加热后，进行热轧，在适当的温度下进行热轧板退火是有效的手段。

本发明鉴于以上的情况而完成，并且主旨如下。

[1]一种铁素体系不锈钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.300％、Cr：10.0～13.0％、Ni：0.75～1.50％、Ti：0.05～0.35％、N：0.001～0.020％，并且由下述式(1)构成的γ_I[％]为65％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织的平均晶体粒径为45μm以下。

γ_I[％]＝24Ni+12Mn+6Cu－18Si－12Cr－12Mo+188 (1)

应予说明，式(1)中的Ni、Mn、Cu、Si、Cr以及Mo表示各成分的含量(质量％)，不含有的成分为0。

[2]根据上述[1]所述的铁素体系不锈钢板，其中，除了上述成分组成之外，以质量％计，还含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的1种或2种以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的铁素体系不锈钢板，其中，除了上述成分组成之外，以质量％计，还含有V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％中的1种或2种以上。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的铁素体系不锈钢板，其中，除了上述成分组成之外，以质量％计，还含有REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的1种或2种以上。

[5]一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是上述[1]～[4]中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，包括对具有上述成分组成的钢坯在1050～1250℃下加热后进行热轧的热轧工序；以及，将该热轧工序中得到的热轧钢板在750～1050℃进行热轧板退火的热轧板退火工序。

根据本发明，得到韧性更优异，并且耐腐蚀性优异的铁素体系不锈钢板。本发明的铁素体系不锈钢板可以适宜地用于厚壁的凸缘等的用途中。

具体实施方式

以下，对本发明详细进行说明。

本发明人等详细研究了使用板厚5.0mm的各种铁素体系不锈钢板，将30mmφ的凸缘孔部从坯件状态(冲裁后状态)的钢板表面成型为具有向上翘起10mm的翻边加工部的凸缘时产生破裂的详细原因。其结果，－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上的钢板不产生破裂，产生了破裂的钢板的－50℃的夏比冲击值小于100J/cm²。如此可知低韧性是破裂的原因。

并且，本发明人等详细研究了该低韧性与金属组织之间的关系。其结果可知钢板的平均晶体粒径越大，韧性越低。因此，使用各种铁素体系不锈钢板(板厚5.0mm)尝试成型为上述的凸缘。其结果可知平均晶体粒径大于45μm的钢板的韧性降低，容易产生破裂。若平均晶体粒径为45μm以下则韧性优异，钢板的冲裁加工性良好。

以上，本发明中，平均晶体粒径为45μm以下，－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上。

应予说明，上述平均晶体粒径可以利用后述的实施例的测定方法进行测定。另外，如后所述，上述夏比冲击值是基于JIS Z 2242(2005)测定的值。

接下来，对本发明的铁素体系不锈钢板的成分组成进行说明。

以下，只要没有特别说明，作为成分含量的单位“％”是指“质量％”。

C：0.001～0.020％

若含有C超过0.020％，则加工性和耐腐蚀性的降低显著。从耐腐蚀性和加工性的观点出发，优选C含量越少越好，使C含量小于0.001％时精炼会耗费时间，在制造方面不优选。因此，C含量为0.001％～0.020％的范围。C含量优选为0.003％以上，更优选为0.004％以上。另外，C含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。

Si：0.05～0.35％

Si是具有焊接时浓缩成型成的氧化被膜而提高焊接部的耐腐蚀性的效果且作为制钢工序中的脱氧元素而有用的元素。这些效果通过含有0.05％以上的Si而得到，含量越多该效果越好。另一方面，Si具有促进铁素体相的生成的效果，若含有Si超过0.35％，则热轧工序中的加热时不充分生成规定量的奥氏体相，因此即使在本发明中规定的条件下进行热轧和热轧板退火，也得不到所希望的金属组织。因此，Si含量为0.05％～0.35％。Si含量优选为0.10％以上。另外，Si含量优选为0.30％以下。

Mn：0.05～1.00％

Mn具有促进奥氏体相的生成的效果。为了得到该效果，需要含有0.05％以上的Mn。然而，若含有Mn含量超过1.00％，则成为腐蚀起点的MnS的析出被促进，耐腐蚀性降低。因此，Mn含量为0.05％～1.00％。Mn含量优选为0.20％以上。另外，Mn含量优选为0.80％以下，更优选为0.70％以下。

P：0.04％以下

P是钢中不可避免地含有的元素，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，由此优选尽可能减少。若P含量超过0.04％则加工性因固溶强化显著降低。因此，P含量为0.04％以下。P含量优选为0.03％以下。

S：0.01％以下

S与P同样是对钢不可避免地含有的元素，是对耐腐蚀性和加工性有害的元素，由此优选尽可能地减少。特别是，若S含量超过0.01％则耐腐蚀性显著降低。因此，S含量为0.01％以下。S含量优选为0.008％以下，更优选为0.003％以下。

Al：0.001～0.300％

Al是有效的脱氧剂。并且Al与氮的亲和力比Cr强，因此在氮侵入焊接部的情况下，使氮作为Al氮化物析出而不是作为Cr氮化物析出，具有抑制敏化的效果。这些效果通过含有0.001％以上的Al而得到。但是若含有超过0.300％的Al，则焊接时的熔透性降低，焊接性降低，由此不优选。因此，Al含量为0.001％～0.300％的范围。Al含量优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.050％以下。

Cr：10.0～13.0％

Cr是用于确保耐腐蚀性最重要的元素。其含量小于10.0％，得不到汽车排气部件所需的耐腐蚀性。另一方面，若含有Cr超过13.0％，则即使将钢成分调整为后述规定的式(1)所示的γ_I，热轧工序中的加热时也不生成规定量的奥氏体相，因此即使在本发明中规定的条件下进行热轧和热轧板退火，也得不到所希望的金属组织。因此，Cr含量为10.0％～13.0％的范围。Cr含量优选为10.5％以上。另外，Cr含量优选为12.0％以下，更优选为11.7％以下。

Ni：0.75～1.50％

Ni是奥氏体生成元素，具有增加热轧工序中的轧制加工前的加热时生成的奥氏体量的效果。本发明中，通过调整钢成分，由此热轧工序中的坯料加热时包含体积率为70％以上的奥氏体相的铁素体相+奥氏体相的二相组织。金属组织为铁素体相+奥氏体相的二相组织时，铁素体相与奥氏体相的异相界面作为晶粒生长的屏障发挥功能，因此热轧加工前的金属组织微细化。因此，通过规定的热轧使成为再结晶位点的加工形变累积，利用后续工序的热轧板退火产生再结晶，由此得到微细的金属组织，呈现优异的韧性。这些效果通过含有0.75％以上的Ni而得到。另一方面，若Ni含量超过1.50％，则由晶粒的微细化带来的改善效果饱和，并且加工性降低。此外，容易产生应力腐蚀破裂。因此，Ni含量为0.75％～1.50％。Ni含量优选为0.80％以上。另外，Ni含量优选为1.20％以下，更优选为1.00％以下。

Ti：0.05～0.35％

Ti具有与C、N优先结合而抑制Cr碳氮化合物的析出，降低再结晶温度，并且抑制因Cr碳氮化合物的析出带来的敏化所导致的耐腐蚀性的降低的效果。为了得到这种效果，需要含有0.05％以上的Ti。另一方面，若Ti含量超过0.35％则产生因粗大的TiN的生成导致的韧性显著降低，即使应用本发明的技术也得不到规定的韧性。另外，含有超过0.35％的Ti在铸造工序中生成粗大的Ti碳氮化合物，导致表面缺陷，因此制造上不优选。因此，Ti含量为0.05％～0.35％。Ti含量优选为0.10％以上。另外，Ti含量优选为0.30％以下，更优选为0.15％以下。

N：0.001～0.020％

若N含量超过0.020％，则加工性和耐腐蚀性的降低变得显著。从加工性和耐腐蚀性的观点出发N含量越低越好，将N含量减少到小于0.001％时需要长时间的精炼，导致制造成本的上和生产率的降低，因而不优选。因此，N含量为0.001％～0.020％的范围。N含量优选为0.005％以上，更优选为0.007％以上。另外，N含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。

γ_I[％]：65％以上

若下述式(1)所示的γ_I小于65％则在热轧开始前的坯料加热温度下，金属组织的奥氏体量不充分，因此得不到微细的金属组织，因此γ_I[％]为65％以上。应予说明，γ_I[％]是用评价奥氏体相的稳定度的下述式(1)而求得的

γ_I[％]＝24Ni+12Mn+6Cu－18Si－12Cr－12Mo+188 (1)

应予说明，式(1)中的Ni、Mn、Cu、Si、Cr和Mo表示各成分的含量(质量％)，不含有的成分为0。

上述式(1)中，奥氏体生成元素具有正的系数，铁素体生成元素具有负的系数，各值参考Castro的式经过实验求出。

本发明中，上述以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出O(氧)等，O的含量只要为0.01％以下即可被允许。

除了上述必需成分，根据需要还可以含有选自下述A组～C组中的1组或2组以上。

(A组)Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的1种或2种以上

(B组)V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％中的1种或2种以上

(C组)REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的1种或2种以上

Cu：0.01～1.00％

Cu是提高在溶液中或附着有弱酸性的水滴时的耐腐蚀性特别有效的元素。并且，Cu具有促进奥氏体相的生成的效果。该效果通过含有0.01％以上而得到，Cu含量越多，该效果越好。但是，若含有Cu超过1.00％，则存在热轧加工性降低而导致表面缺陷的情况。并且，存在退火后的除氧化皮变得困难的情况。因此，含有Cu时，Cu含量为0.01％～1.00％的范围。含有Cu时，Cu含量优选为0.10％以上。另外，含有Cu时，Cu含量优选为0.50％以下。

Mo：0.01～1.00％

Mo是显著提高不锈钢的耐腐蚀性的元素。该效果通过含有0.01％以上的Mo而得到，含量越多，该效果越好。另一方面，Mo具有促进铁素体相的生成的效果，若Mo含量超过1.00％，则热轧工序中的加热时不充分生成规定量的奥氏体相，由此即使在本发明中规定的条件下进行热轧和热轧板退火，也得不到所希望的金属组织。因此，含有Mo时，Mo含量为0.01％～1.00％。含有Mo时，Mo含量优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。另外，含有Mo时，Mo含量优选为0.80％以下，更优选为0.50％以下。

W：0.01～0.20％

W与Mo同样地具有提高耐腐蚀性的效果。该效果通过含有0.01％以上的W而得到。另一方面，若含有W超过0.20％则强度上升，存在因轧制负荷的增大等而导致制造性降低的情况。因此，含有W时，W含量为0.01％～0.20％的范围。含有W时，W含量优选为0.05％以上。另外，含有W时，W含量优选为0.15％以下。

Co：0.01～0.20％

Co是提高韧性的元素。该效果通过含有0.01％以上的Co而得到。另一方面，若Co含量超过0.20％则存在加工性降低的情况。因此，含有Co时，Co含量为0.01％～0.20％的范围。

V：0.01～0.20％

V是与C、N形成碳氮化合物，抑制焊接时的敏化而提高焊接部的耐腐蚀性。该效果在V含量为0.01％以上时得到。另一方面，若V含量超过0.20％则存在加工性和韧性显著降低的情况。因此，含有V时，V含量为0.01％～0.20％。含有V时，V含量优选为0.02％以上。另外，含有V时，V含量优选为0.10％以下。

Nb：0.01～0.10％

Nb具有使晶粒微细化的效果。该效果通过含有0.01％以上的Nb而得到。另一方面，Nb还具有使再结晶温度上升的效果，若Nb含量超过0.10％则利用热轧板退火产生充分的再结晶所需要的退火温度变得过度高，有时得不到平均晶体粒径为45μm以下的金属组织。因此，含有Nb的情况下，Nb含量为0.01％～0.10％的范围。含有Nb的情况下，Nb含量优选为0.05％以下。

Zr：0.01～0.20％

Zr具有与C、N结合而抑制敏化的效果。该效果通过含有0.01％以上的Zr而得到。另一方面，若含有Zr超过0.20％则有时加工性显著降低。因此，含有Zr时，Zr含量为0.01％～0.20％的范围。含有Zr时，Zr含量优选为0.10％以下。

REM：0.001～0.100％

REM(Rare Earth Metals：稀土类金属)具有提高耐氧化性的效果，并且抑制焊接部的氧化被膜(焊接回火色)形成而抑制氧化被膜正下方的Cr缺乏区域的形成。该效果通过含有0.001％以上的REM而得到。另一方面，若含有REM超过0.100％则有时冷轧退火时的酸洗性等制造性降低。因此，含有REM时，REM含量为0.001％～0.100％的范围。含有REM时，REM含量优选为0.050％以下。

B：0.0002～0.0025％

B是为了改善深拉伸成型后的耐二次加工脆性有效的元素。该效果通过将B的含量设为0.0002％以上而得到。另一方面，若含有B超过0.0025％则有时加工性和韧性降低。因此，含有B时，B含量为0.0002％～0.0025％的范围。含有B时，B含量优选为0.0003％以上。另外，含有B时，B含量优选为0.0012％以下。

Mg：0.0005～0.0030％

如本发明含有Ti的钢中，若Ti碳氮化合物粗大化则有时韧性降低。对于该点，Mg具有抑制Ti碳氮化合物的粗大化的效果。该效果通过含有0.0005％以上的Mg而得到。另一方面，若Mg含量超过0.0030％，则有时钢的表面性状变差。因此，含有Mg时，Mg含量为0.0005～0.0030％的范围。含有Mg时，Mg含量优选为0.0010％以上。另外，含有Mg时，Mg含量优选为0.0020％以下。

Ca：0.0003～0.0030％

Ca是有效防止因连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物的结晶析出而导致的喷嘴的堵塞有效的成分。该效果通过含有0.0003％以上的Ca而得到。另一方面，若含有Ca超过0.0030％，则有时耐腐蚀性因CaS的生成降低。因此，含有Ca时，Ca含量为0.0003％～0.0030％的范围。含有Ca时，Ca含量优选为0.0005％以上。另外，含有Ca时，Ca含量优选为0.0015％以下，更优选为0.0010％以下。

接着，对本发明的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。

本发明人等针对在铁素体系不锈钢板中提高韧性的方法进行了反复深入的研究，其结果可知，通过将具有适当的钢成分的钢坯在优选的1050～1250℃下进行加热后，优选以3道次以上进行热轧，对得到的热轧钢板在750～1050℃下进行热轧板退火，由此得到平均晶体粒径为45μm以下的金属组织，－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上，韧性大幅度提高。并且也得到所希望的耐腐蚀性。

对于由此可到具有微细的金属组织的热轧退火钢板的理由，以下进行说明。

铁素体系不锈钢在热轧中几乎不产生动态再结晶，有容易产生因轧制带来的加工形变的恢复的趋势。因此，现有技术的热轧中因轧制导入的加工形变产生过度的恢复而无法将加工形变有效维持在热轧后。其结果，再结晶位点变得不充分，在后续工序的热轧板退火中无法得到微细的再结晶组织。

因此，本发明人等针对为了热轧板退火后得到微细的组织有效的方法，从钢成分和热轧方法两个方面进行了反复深入的研究。其结果发现将钢成分、特别是Si、Mn、Cr和Ni的含量控制在适当的范围，在热轧工序中以适当的温度进行坯料加热，形成含有奥氏体相的铁素体相+奥氏体相的二相组织而进行热轧是有效的。

金属组织为铁素体相+奥氏体相的二相组织时，由于加热前存在的铁素体相与加热时生成的奥氏体相的异相界面抑制结晶粒的粗大化，因此在热轧前的阶段得到微细的等轴组织。在此基础上，通过进行规定的热轧，由此在后续工序的热轧板退火中使成为再结晶位点的加工形变充分积累，利用后续工序的热轧板退火得到微细的金属组织，能够显示优异的韧性。

具体而言，提出如下方案：将调整为以在热轧前的热时生成以体积率计为65％以上的奥氏体相的方式使对奥氏体生成元素Ni、Mn的含量组合Ni、Mn的各自的正的系数且对铁素体生成元素Si、Cr的含量组合Si、Cr的各自的负的系数而成的上述式(1)成立的钢，以1050～1250℃进行坯料加热后，进行热轧。

另外，本发明人等对后续工序的热轧板退火的优选条件也进行了反复深入的研究。热轧板退火是使通过热轧形成的加工组织再结晶的工序。因此，需要以产生充分的再结晶的温度进行退火。然而，以过度的高温进行热轧板退火的情况下，虽然产生再结晶，但产生的再结晶粒显著粗大化，得不到规定的微细的组织。

因此，本发明人等对再结晶粒的粒径与退火温度的关系详细进行了调查。其结果发现，通过将热轧板退火温度抑制在1050℃以下，能够抑制韧性降低的粗大的再结晶粒的生成。

以下，对各制造条件详细进行说明。

首先，利用转炉、电炉、真空熔炉等公知的方法将由上述成分组成构成的钢水熔融，利用连续铸造法或铸锭－开坯法形成钢坯板(坯料)。

钢坯的加热温度：1050～1250℃

对钢坯在1050～1250℃下进行加热，供于热轧。上述加热温度的加热时间没有特别限定，优选为加热1～24小时。若加热温度小于1050℃，则奥氏体相的生成比例变低，得不到微细的金属组织，得不到优异的韧性。另一方面，若加热温度过高则导致伴随着氧化质量的增加而氧化皮损耗增加，因此钢坯的加热温度为1250℃以下。其中，在对钢坯实施热轧时，在铸造后的钢坯为1050℃以上的温度区域的情况下，可以在不加热钢坯板的情况下直送轧制。

对粗轧制条件没有特别限定。在精热轧前有效破坏铸造组织的情况下，其后的坯料加热的微细化效果被进一步促进，因此优选使粗轧制的累积压下率为65％以上。其后，利用精热轧轧制成规定板厚。

热轧板退火温度：750～1050℃

本发明中在上述热轧结束后进行热轧板退火。在热轧板退火中，使热轧工序中形成的轧制加工组织再结晶。本发明中在热轧工序中有效地赋予轧制变形，通过使再结晶位点增加，抑制热轧板退火中的再结晶的粗大化。为了得到该效果，需要在750～1050℃的范围内进行热轧板退火。若退火温度小于750℃则再结晶不充分，残存有因热轧变形导致的残留应力，无法保持热轧退火后的平坦度。另一方面，若退火温度超过1050℃，则再结晶粒产生显著的粗大化，得不到所希望的金属组织。因此，热轧板退火温度为750℃～1050℃的范围。优选热轧板退火温度为750℃～900℃的范围。此外，热轧板退火的保持时间和方法没有特别限定，可以利用箱式退火(间歇退火)、连续退火中的任一种实施。

对以上得到的铁素体系不锈钢板，根据需要可以进行喷丸、基于酸洗的除氧化皮处理。并且，为了提高表面性状，可以实施研削、研磨等。另外，其后，可以进行冷轧和冷轧板退火。

根据以上，制造本发明的韧性优异且耐腐蚀性也优异的铁素体系不锈钢板。

本发明中得到的铁素体系不锈钢板的金属组织是铁素体单相，或合计包含3％以下(体积率)的马氏体、残留奥氏体相中的一方或者两方，剩余部分为铁素体相。

本发明的铁素体系不锈钢板的－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上。如此，通过使低温韧性优异，能够有效地抑制向具有翻边加工部的厚壁的凸缘加工时的翻边加工部的破裂的产生，能够充分地应用于具有翻边加工部的厚壁的凸缘。

板厚没有特别限定，期望是能够应用于厚壁的凸缘的板厚，因此优选为5.0mm以上，更优选为8.0mm以上。另外，板厚优选为15.0mm以下，更优选为13.0mm以下。

实施例1

以下，利用实施例详细说明本发明。

利用真空感应熔炼将具有表1所示的成分组成的不锈钢溶钢形成100kg的钢坯。接着，在表2所示的制造条件下进行热轧，形成表2所示的成品板厚的热轧钢板。对该热轧钢板实施热轧板退火，制成热轧退火钢板。应予说明，热轧板退火在表2所示的热轧板退火温度保持8h进行。

对以上得到的热轧退火钢板进行以下的评价。

(1)平均晶体粒径的评价

平均晶体粒径通过EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)法测定。测定条件为测定倍率500倍、歩长为0.4μm。得到的数据通过株式会社TSL Solutions公司OIM(Orientation Imaging Microscopy)解析软件将方位差15°以上定义为粒界，计算圆当量直径。将由得到的圆当量直径的平均值计算的值作为平均晶体粒径。

(2)夏比冲击值的评价

从热轧退火钢板的板宽度中央部，保持上述钢板的板厚的状态以轧制方向成为长边的方式采取基于JIS Z 2242(2005)的V型缺口夏比试验片，基于该试验片JIS Z 2242(2005)测定－50℃下的夏比冲击值。将－50℃的夏比冲击值为100J/cm²以上作为合格，将小于100J/cm²作为不合格。

(3)耐腐蚀性的评价

从热轧退火钢板，采取60×80mm的试验片，制成对表面利用#600砂纸进行研磨精加工后将端面部和背面密封的试验片，供于JIS H 8502中规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验是将盐水喷雾(5质量％NaCl、35℃、喷雾2hr)→干燥(60℃、4hr、相对湿度40％)→湿润(50℃，2hr，相对湿度≥95％)作为1个循环，进行3个循环。对实施盐水喷雾循环试验3个循环后的试验片表面进行照片拍摄，利用图像解析测定试验片表面的生锈面积，由其与生锈面积测定部分的面积的比率计算生锈率(试验片中的生锈面积/生锈面积测定部分的面积)×100[％])。生锈面积测定部分是指试验片的去除了外圆周15mm的部分的部分。应予说明，生锈面积是生锈部分和流动生锈部分的面积。将生锈率10％以下作为特别优异的耐腐蚀性设为合格(◎)，将超过10％且为25％以下设为合格(○)，将超过25％设为不合格(×)。

将根据以上得到的试验结果与制造条件一并示于表2。

表2

下划线表示本发明的范围外

根据表1、表2，钢成分、热轧条件以及热轧板退火条件满足本发明的范围的No.1～32以及46得到平均晶体粒径为45μm以下的微细的金属组织，得到规定的夏比冲击值。进而评价所得到的热轧退火钢板的耐腐蚀性的结果可知生锈率均为25％以下，具有充分的耐腐蚀性。特别是使用含有0.95％Cu而成的钢A17的No.17、以及使用含有0.88％Mo而成的钢A18的No.18中，得到生锈率为10％以下这样的进一步优异的耐腐蚀性。

另外，对于No.1～32和46的本发明例，尝试加工成具有翻边加工部的厚壁的凸缘形状，其结果不产生破裂，能够得到规定的凸缘形状。应予说明，对本发明例的热轧退火钢板进行组织观察的结果均是铁素体单相组织，或者具有马氏体、残留奥氏体相中的一方或两方的合计以体积率为3％以下且剩余部分为铁素体相的组织。

使用钢A1和钢A2，坯料加热温度大于本发明的范围的No.33和No.34中，虽然在热轧工序中加热时生成规定量的奥氏体相，并且以规定的累积压下率进行了轧制，但是由于轧制温度过高温，所以产生加工形变的恢复而导致再结晶位点的导入不充分，因此热轧板退火工序中容易产生再结晶粒的粗大化，得不到规定的夏比冲击值。

使用钢A1和钢A2，在热轧板退火温度大于本发明的范围的No.35和No.36中，产生生成的再结晶粒的显著粗大化，其结果得不到规定的夏比冲击值。

在使用了虽然满足钢的各成分范围但γ_I小于本发明的范围的钢B1、B2和B3的No.37、No.38和No.39中，进行了规定的热轧和热轧板退火，但在热轧工序的加热时没有充分生成奥氏体相，其结果在热轧板退火工序中不充分产生金属组织的微细化，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Cr含量大于本发明的范围的钢B4的No.40中，进行了规定的热轧和热轧板退火，但热轧工序的加热时没有充分生成奥氏体相，其结果，在热轧板退火工序中不充分产生金属组织的微细化，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Mn含量大于本发明的范围的钢B5的No.41中，进行了规定的热轧和热轧板退火，但成为腐蚀起点的MnS过度析出，其结果得不到规定的耐腐蚀性。

在使用Nb含量大于本发明的范围的钢B6的No.42中，再结晶温度上升，因此不充分产生金属组织的微细化，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Si含量大于本发明的钢B7的No.43中，金属组织的平均晶体粒径大于45μm，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Ti含量大于本发明的范围的钢B8的No.44中，因含有过度的Ti导致粗大的TiN的生成，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Ti无添加的钢B9的No.45中，再结晶温度上升，因此不充分产生金属组织的微细化，得不到规定的夏比冲击值。

在使用Ni含量小于本发明的范围的钢B10的No.47中，进行规定的热轧和热轧板退火，但在热轧工序的加热时不充分生成奥氏体相，其结果，在热轧板退火工序中不充分产生金属组织的微细化，得不到规定的夏比冲击值。

产业上的利用可能性

本发明中得到的铁素体系不锈钢板特别适合于要求优异的韧性的用途、例如对凸缘等中的应用。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢板，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.001～0.020％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.05～1.00％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.001～0.300％、Cr：10.0～13.0％、Ni：0.75～1.50％、Ti：0.05～0.35％、N：0.001～0.020％，并且，由下述式(1)构成的γ_I[％]为65％以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，

并且，金属组织的平均晶体粒径为45μm以下，

γ_I[％]＝24Ni+12Mn+6Cu－18Si－12Cr－12Mo+188 (1)

其中，式(1)中的Ni、Mn、Cu、Si、Cr以及Mo表示各成分的以质量％计的含量，将不含有的成分设为0。

2.根据权利要求1所述的铁素体系不锈钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有Cu：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～0.20％、Co：0.01～0.20％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢板，其中，在所述成分组成的基础上以质量％计还含有V：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％、Zr：0.01～0.20％中的1种或者2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的铁素体系不锈钢，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有REM：0.001～0.100％、B：0.0002～0.0025％、Mg：0.0005～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％中的1种或2种以上。

5.一种铁素体系不锈钢板的制造方法，是权利要求1～4中任一项所述的铁素体系不锈钢板的制造方法，包括：

对具有所述成分组成的钢坯以1050～1250℃进行加热后，进行热轧的热轧工序；和

将在该热轧工序中得到的热轧钢板以750～1050℃进行热轧板退火的热轧板退火工序。