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TWI531666B - Fat iron type stainless steel and its manufacturing method - Google Patents

Fat iron type stainless steel and its manufacturing method Download PDF

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TWI531666B
TWI531666B TW104100509A TW104100509A TWI531666B TW I531666 B TWI531666 B TW I531666B TW 104100509 A TW104100509 A TW 104100509A TW 104100509 A TW104100509 A TW 104100509A TW I531666 B TWI531666 B TW I531666B
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ferrite
rolled sheet
phase
iron
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TW104100509A
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吉野正崇
太田裕樹
田彩子
松原行宏
水谷映斗
藤澤光幸
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杰富意鋼鐵股份有限公司
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Description

肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法
本發明係關於具有充分耐蝕性及成形性、且不會有因熱軋或退火而發生線狀瑕疵的表面性狀優異之肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法。
由於肥粒鐵系不鏽鋼係廉價且耐蝕性優異，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，且近年其適用範圍正擴大中。為能適用於該等用途，對於肥粒鐵系不鏽鋼不僅需要耐蝕性，並需要能加工為既定形狀的充分成形性(伸展大(以下有時將伸展充分大之事稱為具延性)、平均蘭克福特值((Lankford value))(以下有時稱平均r值)大、及r值的面內異向性絕對值(以下有時稱|△r|)小)。又，當適用於需要表面美麗性用途的情況，亦需要表面性狀優異。
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，其特徵在於依質量%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係分別表示各元素的質量%)。但是，專利文獻1中關於異向性則完全未提及。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)。由於此種箱式退火製程係包括加熱、冷卻過程，截至完成為止需要一週左右的時間，因而有生產性低的問題。
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，其特徵在於將依質量%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線(annealing and pickling line，退火酸洗線)連續爐，依肥粒鐵單相溫度區域施行熱軋板退火，再施行冷軋及最終退火。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中關於伸展雖完全未提及，但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，由於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，伸展較為降低。又，一般如專利文獻2之肥粒鐵系不鏽鋼，會生成具有類似鑄造或熱軋時之結晶方位的晶粒群(colony，集群)，有|△r|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)
本發明之目的在於解決上述問題，並提供：具有充分耐 蝕性及成形性、且不會有因熱軋或退火而發生線狀瑕疵的表面性狀優異之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3循環時，鋼板表面的生鏽面積率(=生鏽面積/鋼板總面積×100[%])在25%以下。
再者，所謂充分成形性，係指在根據JIS Z2241的拉伸試驗中，在軋延方向的直角方向採取試驗片時，斷裂拉伸達25%以上的情況，以及在根據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r值達0.65以上之情況，以及依下述(2)式所計算出r值的面內異向性(以下稱「△r」)絕對值(|△r|)在0.30以下之情況。
平均r值=(rL+2×rD+rC)/4 (1)
△r=(rL-2×rD+rC)/2 (2)
其中，rL係在軋延方向的平行方向施行拉伸試驗時的r值；rD係在軋延方向的45°方向施行拉伸試驗時的r值；rC係在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，結果發現對於適當成分的肥粒鐵系不鏽鋼在將經熱軋後的鋼板施行冷軋前，藉由依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相雙相的溫度區域施行退火，便可獲得具有充分耐蝕性與成形性的肥粒鐵系不鏽鋼。又，關於鋼板表面的線狀瑕疵，發現為能在 熱軋時不會析出粗大碳氮化鉻，藉由對上述適當鋼成分範圍中V、Ti及Nb更進一步規範，便可抑制生成，其結果不僅耐蝕性與成形性均優異，表面性狀亦優異。
本發明係根據以上發現而完成，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%、V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。
[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%、V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.015%、Nb：0.001~0.025%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。
[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]中任一項所記載之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從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]中任一項所記載之成分組成的鋼胚，施行熱軋，接著施行依880~1000℃的溫度範圍保持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℃的溫度範圍保持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及成形性(伸展及平均r值大、|△r|小)、且線狀瑕疵發生少、表面性狀優異的肥粒鐵系不鏽鋼。
以下，針對本發明進行詳細說明。
肥粒鐵系不鏽鋼的特徵在於依質量%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%、V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。本發明中，成分組成的均衡係屬重要，特別係V、Ti及Nb的均衡係屬重要。設為V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0係屬重要的要件。藉由此種成分組成的組合，便可獲得具有充分耐蝕性與充分成形性，且線狀瑕疵發生少、表面性狀優異的肥粒鐵系不鏽鋼。
首先，針對本發明的技術內容進行詳細說明。
發明者等針對非如箱式退火(批次退火)之類的長時間熱軋板退火，而是藉由使用高生產性連續退火爐的短時間熱軋板退火，獲得既定成形性的技術進行檢討。使用連續退火爐的習知技術的問題，由於退火係依肥粒鐵單相溫度區域施行，因而不會生成充分的再結晶，導致無法獲得充分的伸展，且由於集群會殘存至冷軋板退火後，因而|△ r|較大。所以，發明者等創新思考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，可促進肥粒鐵相的再結晶。其結果，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伸展。又，當利用熱軋板退火從肥粒鐵相生成沃斯田鐵相時，由於沃斯田鐵相會生成具有與退火前的肥粒鐵相不同的結晶方位，因而能有效地破壞肥粒鐵相的集群。所以，經施行冷軋與冷軋板退火後的冷軋退火板的金屬組織中，會提升r值的γ-纖維集合組織繁盛，且集群會被切斷，緩和金屬組織的異向性，能獲得|△r|變小的優異特性。
再者，當熱軋板退火係依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域實施之情況，經熱軋板退火後會成為肥粒鐵相、與由沃斯田鐵相變態而成的麻田散鐵相之雙相組織。但是，藉由將含有該麻田散鐵相的熱軋退火板施行冷軋，由於麻田散鐵相較肥粒鐵相硬質，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，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的異向性。
然而，可知若對習知成分的鋼依上述肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火，經冷軋板退火後會產生沿軋延方向的線狀瑕疵(以下有時稱線狀瑕疵)，會產生表面性狀明顯降低的新問題。
緣是，發明者等為能兼顧成形性與表面性狀，便針對因 依肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域施行熱軋板退火，而產生線狀瑕疵的原因進行調查。其結果可知線狀瑕疵係因熱軋板退火後存在於鋼板表層部明顯硬質的麻田散鐵相造成。即，發現若在熱軋板退火後的鋼板表層部存在有明顯硬質的麻田散鐵相，則在後續的冷軋中於明顯硬質的麻田散鐵相與肥粒鐵相的界面應變集中而發生微小龜裂，且在冷軋板退火後成為線狀瑕疵。麻田散鐵相係屬於由依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火時所生成的沃斯田鐵相，在冷卻過程中變態而生成者。經調查金屬組織中的各麻田散鐵結晶粒的硬度，發現多數麻田散鐵相的維氏硬度(HV)為300~400左右，相對於此，一部分的麻田散鐵相會有超過HV500程度的明顯硬質，且冷軋時的微小龜裂係在該超過HV500明顯硬質的麻田散鐵相與肥粒鐵相之界面處發生。
緣是，發明者等闡明經熱軋板退火後局部性生成超過HV500明顯硬質的麻田散鐵相的原因，並針對其對策技術進行深入鑽研。其結果，發現若在熱軋板退火前存在有粗大碳氮化鉻的情況，便會生成明顯硬質的麻田散鐵相。該機制可認為如下。在熱軋板退火時，因熱軋而析出的碳氮化鉻，會因固溶而生成沃斯田鐵相。當熱軋板退火前的碳氮化鉻較粗大的情況，供應給沃斯田鐵相的C量會變多。所以，在粗大碳氮化鉻固溶的周圍處，相較於粗大碳氮化鉻沒有固溶的地方，C濃度會局部性提高。由該C濃度較高的沃斯田鐵相，在熱軋板退火後生成明顯硬質的麻田散鐵相。
緣是，發明者等針對在熱軋時不會析出粗大碳氮化鉻的技術進行檢討。其結果，發現藉由使鋼成分中的V、Ti及Nb分別含有V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%，且滿足V/(Ti+Nb) ≧2.0，便可迴避熱軋時析出粗大碳氮化鉻。
即，發現藉由適當含有該等元素，在熱軋時所析出的碳氮化鉻會成為含有V、Ti及Nb的複合碳氮化物(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)，相較於碳氮化鉻之下，能微細且均勻地析出，可抑制粗大碳氮化鉻的生成。
此種效果係藉由含有適量V而顯現。Ti與Nb相較於Cr之下，與C及N間之親和力較強，較Cr更容易形成碳氮化物。所以，單獨含有Ti或Nb的情況，會在碳氮化鉻之外另行析出Ti(C、N)或Nb(C、N)，無法獲得抑制粗大碳氮化鉻生成的效果。
另一方面，V亦是屬於與C及N間之親和力強的元素。但是，由於V會有形成與Cr、Ti及Nb之複合碳氮化物(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的傾向，因而當除Ti與Nb之外尚含有適量V的情況，碳氮化鉻便會依(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)形式析出。由於該(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)係含有擴散速度較小於Cr的V、Ti及Nb之析出物，因而析出後的成長或粗大化便被限制於V、Ti及Nb的擴散速率，析出物尺寸較習知碳氮化鉻微細，可有效地抑制熱軋時生成粗大碳氮化物。
藉由該等效果，可知當依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行熱軋板退火時，可抑制因粗大碳氮化鉻的固溶造成之明顯硬質的麻田散鐵相的生成，俾可大幅降低經冷軋板退火後產生線狀瑕疵的情形。
即，為能非利用如箱式退火(批次退火)般的長時間熱軋板退火，而是藉由使用連續退火爐的短時間熱軋板退火，在不致使表面性狀降低的情況下，獲得既定成形性，不僅必需依肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相區域施行短時間熱軋板退火，亦必需設為依適當配方含 有V、Ti及Nb的鋼成分。
其次，針對本發明的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，且擴大在熱軋板退火時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%，則鋼板會硬質化而降低延性。又，即便根據本發明，在熱軋板退火後仍會生成明顯硬質的麻田散鐵相，誘發冷軋板退火後的線狀瑕疵。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係屬於在鋼熔製時作為脫氧劑而作用的元素。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%，則鋼板會硬質化而增大熱軋時的軋延負荷。且，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0.10~0.35%範圍。更佳係0.25~0.30%範圍。
Mn：0.05~1.0%
Mn係與C同樣地具有促進沃斯田鐵相生成，且擴大在熱軋板退火時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 成量增加而降低耐蝕性。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，所以越少越理想，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係屬於會成為MnS等硫化物系夾雜物而存在並使延性或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量盡可能越低越理想，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態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%，則在熱軋板退火時沃斯田鐵相的生成不充分，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16.0~17.0%範圍。
Al：0.001~0.10%
Al係與Si同樣地屬於作為脫氧劑而作用的元素。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，表面性狀容易降低。所以，Al量設定為0.001~0.10%範圍。較佳係0.001~0.07%範圍。更佳係0.001~0.05%範圍。特佳係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，且擴大在熱軋板退火時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，且會因助長氮化鉻的析出而產生耐蝕性降低。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。
V：0.01~0.25%
V在本發明中係屬於極重要的元素。V係具有與C及N間之親和力較高於Cr的特徵，藉由滿足V/(Ti+Nb)≧2.0，便會與Cr、Ti及Nb複合，在熱軋時依(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)形式析出，可抑制粗大碳氮化鉻的析出。藉由此項效果，在熱軋板退火時可抑制C過度濃化的沃斯田鐵相的生成，於熱軋板退火後不會生成明顯硬質的麻田散鐵相，防止在冷軋時因發生微小龜裂而造成表面線狀缺陷的發生。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：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%、V/(Ti+Nb)≧2.0
Ti及Nb係與V同樣地屬於與C及N間之親和力較高於Cr的元素，當鋼含有V的情況，會與V及Cr生成(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)，具有抑制熱軋時析出粗大碳氮化鉻的效果。為能獲得此項效果必需含有0.001%以上的Ti及0.001%以上的Nb，且必需滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。但是，若Ti量超過0.020%、或Nb量超過0.030%，則由於在熱軋時非析出(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)，而是獨立地析出Ti(C、N)及Nb(C、N)，因而無法獲得抑制粗大碳氮化鉻的效果，無法獲得既定的表面性狀。所以，Ti量設定為0.001~0.020%、Nb量設定為0.001~0.030%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。當V/(Ti+Nb)未滿2.0的情況，由於用於生成複合碳氮化物必要的V嫌不足，因而Ti、Nb及V會分別獨立地成為碳化物或氮化物而生成，造成無法充分抑制粗大碳氮化鉻的生成。所以，V/(Ti+Nb)設定為2.0以上。較佳係3.0以上。更佳係4.0以上。另一方面，若V/(Ti+Nb)超過30.0，則即便V、Ti及Nb係既定含有量，仍不會被消耗於複合碳氮化物的形成，由於母相中依固溶狀態存在的V量增加，因而會發生因鋼板硬質化而造成的伸展降低。所以，V/(Ti+Nb)的上限較佳係30.0。
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，但在提升製造性或材料特性之目的下，可進一步含有以下的元素。
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，特別係在要求高耐蝕性的 情況下含有屬有效。又，Cu與Ni均具有促進沃斯田鐵相的生成，且擴大在熱軋板退火時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，故不佳。所以，當含有Cu的情況便設定在1.0%以下。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，故不佳。所以，當含有Ni的情況便設定在1.0%以下。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，特別係在要求高耐蝕性的情況下含有屬有效。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%，則在熱軋板退火時沃斯田鐵相的生成不充分，無法獲得既定的材料特性，故不佳。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Co量超過0.5%，則加工性會降低。所以，當含有Co的情況便設定在0.5%以下。較佳係0.01~0.2%範圍。
從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
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，特別係具有抑制熔接部的氧化皮膜形成且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，由於REM係屬於高價的元素，因而過度含有會導致製造成本增加，故不佳。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系夾雜物晶出，而造成噴嘴阻塞的情況的有效成分。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而耐蝕性降低。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，針對本發明的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880~1000℃的溫度範圍保持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℃的溫度範圍保持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包含上述成分組成的熔鋼，再利用連續鑄造法或鑄錠-扁胚法形成鋼素材(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充分會有經冷軋板退火後的延性降低之情況，故不佳。若依超過850℃進行捲取，則粒徑會變大，會有在沖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。
其後，依成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相區域溫度的880~1000℃溫度，施行保持5秒~15分鐘的熱軋板退火。
熱軋板退火係屬於本發明用於獲得既定表面性狀及成形性的重要步驟。熱軋板退火溫度未滿880℃，則不會發生充分的再結晶，而成為肥粒鐵單相區域，因而會有無法獲得利用雙相區域退火顯現本發明之效果的情況。但是，若退火溫度超過1000℃，則由於會促進碳化物的固溶，因而助長沃斯田鐵相中的C濃化，經熱軋板退火後生成明顯硬質的麻田散鐵相，無法獲得既定表面性狀。
再者，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之金屬組織異向性的效果，無法獲得既定的|△r|。
當退火時間未滿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的生成與肥粒鐵相的再結晶，因而無法獲得所需的成形性。另一方面，若退火時間超過15分鐘，則(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的一部分會固溶，而助長沃斯田鐵相中的C濃化，因與上述同樣的機制而無法獲得既定表面性狀。
再者，若退火時間超過15分鐘，則因上述機制，在熱軋板退火後會發生於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，但若C濃化量過度大，則麻田散鐵相會變化為含大量碳化物的肥粒鐵相。藉此，在冷軋板退火後便成為晶粒內及晶界上的碳化物較少之肥粒鐵粒、與晶粒內及晶界上的碳化物過多的肥粒鐵粒之混粒組織。當成為此種金屬組織時，由於碳化物較少的晶粒與較多的晶粒會發生硬度差，因而在二者晶粒的界面處變形應變集中，容易以晶界上的碳化物為起點發生大孔隙，且降低延性。
所以，熱軋板退火係依880~1000℃溫度保持5秒~15分鐘。較佳係依900~1000℃溫度保持15秒~15分鐘。更佳係依900~1000℃溫度保持15秒~3分鐘。
其次，施行冷軋及冷軋板退火。視需要施行酸洗而作為製品。
就成形性及形狀矯正的觀點而言，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，亦可利用冷軋形成板厚200μm以下的不鏽鋼箔。
為能獲得良好的成形性，冷軋板的冷軋板退火係依800~950℃溫度保持5秒~5分鐘。
冷軋板退火係屬於用於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，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，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，由於冷軋板退火後會生成麻田散鐵相，因而鋼板會硬質化且無法獲得既定延性。又，即便該溫度成為肥粒鐵單相溫度區域的鋼成分，仍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而言不佳。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，且鋼板的光澤度降低，因而就表面品質的觀點而言不佳。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。為求更光澤亦可施行BA退火(輝面退火(bright annealing))。
另外，為能更進一步提升表面性狀，亦可施行研削或研磨等。
[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所示之化學組成的不鏽鋼。該等鋼塊利用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所記載之條件施行熱軋板退火後，對表面利用珠粒噴擊處理與酸洗進行除鏽。酸洗係在溫度80℃、20質量%硫酸溶液中浸漬120秒後，再於包含15質量%硝酸與3質量%氟酸之溫度55℃的混合酸溶液中浸漬60秒。再利用冷軋形成厚0.7mm，依表2所記載之條件施行冷軋板退火後，於水溫80℃、18質量%Na2SO4 水溶液中，依25C/dm2條件施行電解酸洗，以及在水溫50℃、10質量%HNO3水溶液中，依30C/dm2條件利用電解酸洗進行除鏽處理，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)表面性狀評價
經冷軋板退火後，測量鋼板每1m2中存在之長度5mm以上線狀瑕疵的個數。當冷軋退火板表面上所發現之線狀瑕疵係鋼板每1m2達5個地方以下的情況便評為合格，當超過5個地方的情況便評為不合格。
(2)延性的評價
從冷軋酸洗退火板在軋延方向的直角採取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，當斷裂拉伸達25%以上的情況便評為合格(○)，當未滿25%的情況便評為不合格(×)。
(3)平均r值及|△r|的評價
從冷軋酸洗退火板在軋延方向的平行(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[=(rL+2rD+rC)/4]及r值的面內異向性[△r=(rL-2rD+rC)/2]絕對值(|△r|)。其中，rL、rD、rC分別係L方向、D方向及C方向的r值。平均r值達0.65以上便評為合格(○)，未滿0.65則評為不合格(×)。|△r|在0.30以下便評為合格(○)，超過0.30便評為不合格(×)。
(4)耐蝕性的評價
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，提供至JIS H 8502所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(35℃、5%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，計施行3循環。針對經施行鹽水噴霧循環試驗計3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鏽面積，從與試驗片總面積的比率計算出生鏽面積率((試驗片中的生鏽面積/試驗片總面積)×100[%])。生鏽面積率在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(×)。
將評價結果合併熱軋板退火與冷軋退火條件示於表2中。
滿足本發明範圍的發明例No.1~23、33~46、52~63，經冷軋板退火後發現之線狀瑕疵均係每1m2在5個地方以下，獲得良好的表面性狀。又，能獲得斷裂拉伸達25%以上、平均r值達0.65以上、|△r|在0.30以下的良好成形性。又，關於耐蝕性亦是可獲得經實施鹽水噴霧循環試驗計3循環後的試驗片表面的生鏽面積率，均在25%以下的良好特性。
特別係含有Cu、Ni及Mo的鋼L、M、N及BM(No.17、18、19、52、61)，經鹽水噴霧循環試驗後的生鏽面積率成為10%以下，更加提升耐蝕性。
另一方面，V含有量低於本發明範圍、未滿足V/(Ti+Nb)≧2.0的比較例No.24、及Ti與Nb高於本發明範圍的比較例No.26，由於(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的析出量不足，因而在熱軋板退火中的固溶C、N之固定化不充分，結果導致經熱軋板退火後會生成明顯硬質的麻田散鐵相，經冷軋板退火後會大量產生線狀瑕疵。
V含有量高於本發明範圍的比較例No.25，雖能獲得既定平均r值與|△r|，但由於過度含有V而導致鋼板硬質化，因而無法獲得既定延性。
Cr含有量低於本發明範圍的比較例No.27，雖能獲得既定表面性狀及延性、平均r值以及|△r|，但由於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比較例No.28，雖能獲得充分的耐蝕性，但由於過剩含有Cr，因而在熱軋板退火時並不會生成沃斯田鐵相，無法獲得既定的延性、平均r值及|△r|。
C量高於本發明範圍的比較例No.29，雖V、Ti及Nb 量均在本發明範圍內，但鋼中的C形成(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)而無法完全充分固定化，由於殘存固溶C，因而經熱軋板退火後會生成明顯硬質的麻田散鐵相，且無法獲得既定的表面性狀。又，由於固溶C量增加，因而鋼板強度明顯上升，亦無法獲得既定的延性。
另一方面，C量低於本發明範圍的比較例No.30，由於因C造成的沃斯田鐵相安定化不充分，因而在雙相區域的熱軋板退火中不會生成充分之量的沃斯田鐵相，無法獲得既定的平均r值與|△r|。
V/(Ti+Nb)低於本發明範圍的比較例No.31及No.32，由於熱軋時的(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)析出不充分，因而會析出大量的粗大碳氮化鉻，且經熱軋板退火後會生成明顯硬質的麻田散鐵相，因而經冷軋板退火後會大量發生線狀瑕疵，無法獲得既定的表面性狀。
No.47及No.64係V/(Ti+Nb)低於本發明範圍、且熱軋板退火溫度高於本發明範圍的比較例。由於V/(Ti+Nb)低於本發明範圍，因而隨著在熱軋時所析出的粗大碳化物固溶，助長在沃斯田鐵相中的C濃化，經熱軋板退火後會生成明顯硬質的麻田散鐵相，因而會大量發生線狀瑕疵，無法獲得既定的表面性狀。又，由於熱軋板退火溫度高於本發明範圍，因而在退火中生成的沃斯田鐵相量減少，且由於經熱軋板退火後生成的麻田散鐵相量減少，因而無法獲得利用後續冷軋緩和金屬組織異向性之效果，無法獲得既定的|△r|。
No.48及No.65係V/(Ti+Nb)低於本發明範圍、且熱軋板退火溫度低於本發明範圍的比較例。雖V/(Ti+Nb)低於本發明範圍，但由於熱軋板退火溫度成為肥粒鐵單相溫度區域且未生成沃斯田鐵相，因而幾乎沒有因明顯硬質的麻田散鐵相的生成而造成線狀瑕疵的發生，能獲得良好的表面性狀。但是，由於熱軋板退火溫度低於本發明 範圍，因而未生成充分的再結晶，除此以外，由於經熱軋板退火後不會生成麻田散鐵相，故無法獲得既定的延性、平均r值及|△r|。
No.66係V/(Ti+Nb)低於本發明範圍、且熱軋板退火時間較長於本發明範圍的比較例。所以，隨著在熱軋時析出的粗大碳化物固溶，沃斯田鐵相中的C濃化過度發生的結果，經熱軋板退火後會生成明顯硬質的麻田散鐵相，因而會大量產生線狀瑕疵，無法獲得既定的表面性狀。又，因為經冷軋板退火後的金屬組織成為包含粒內與晶界上的碳化物過多之肥粒鐵結晶粒、以及晶界與晶界上的碳化物偏少的肥粒鐵結晶粒的混粒組織，所以在拉伸變形時會在二者的晶粒界面處發生局部性應變集中，無法獲得既定的延性。
No.67係V/(Ti+Nb)低於本發明範圍、且冷軋板退火溫度低於本發明範圍的比較例。因為V/(Ti+Nb)低於本發明範圍，所以會大量產生線狀瑕疵，無法獲得既定的表面性狀。又，由於冷軋板退火溫度低於本發明範圍，因而冷軋板退火時的再結晶不充分，冷軋時的加工組織殘存，故無法獲得既定的延性與平均r值。
No.68係V/(Ti+Nb)低於本發明範圍、且冷軋板退火溫度高於本發明範圍的比較例。由於V/(Ti+Nb)低於本發明範圍，因而會發生大量的線狀瑕疵，且無法獲得既定的表面性狀。又，由於冷軋板退火溫度高於本發明範圍，因而成為肥粒鐵相與沃斯田鐵相的雙相溫度區域之退火，所以會再度生成沃斯田鐵相，經冷軋板退火後會變態為麻田散鐵相，故鋼板會明顯硬質化，並無法獲得既定的延性。
(產業上之可利用性)
本發明所獲得的肥粒鐵系不鏽鋼，特別適用於以拉延為主體的沖壓成形品、或要求高外觀美麗性的用途，例如適用於廚房器 具或食器)。

Claims (6)

  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%、V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.020%、Nb：0.001~0.030%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。
  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%、V：0.01~0.25%、Ti：0.001~0.015%、Nb：0.001~0.025%，其餘係包含Fe及不可避免的雜質，且滿足V/(Ti+Nb)≧2.0。
  3. 如申請專利範圍第1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。
  4. 如申請專利範圍第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。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，依質量%計，更進一步含有從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。
  6. 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880~1000℃的溫度範圍保持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℃的溫度範圍保持5秒~5分鐘的冷軋板退火。
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