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TWI740387B - 肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法 - Google Patents

肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI740387B
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日商杰富意鋼鐵股份有限公司
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Abstract

本發明提供一種製造時無需脫氫處理，進而未大量地含有Ni、Cu、Mn而耐蝕性及耐氫脆化特性優異之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。 本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板具有，以質量%計含有C：0.001～0.020%、Si：0.10～0.60%、Mn：0.10～0.60%、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Al：0.030～0.060%、Cr：16.5～19.0%、Ti：0.15～0.35%、Nb：0.30～0.60%、Ni：0.01～0.60%、O(氧)：0.0025～0.0050%、及N：0.001～0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，且具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物於1 mm2 區間內為300個以下，且具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之平均截面面積為20.0 μm2 以下。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板係於氫侵入至鋼中之環境下使用者，具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異。
不鏽鋼藉由於鋼中含有Cr，而於鋼表面形成緻密且化學上穩定之鈍態皮膜，從而耐蝕性優異。不鏽鋼之中，肥粒鐵系不鏽鋼因如下等特徵而應用於以烹調器具為代表之各種用途，即，與沃斯田鐵系不鏽鋼相比，由於不含較多昂貴之元素故而相對便宜，熱膨脹係數較小，且具有磁性。
另一方面，通用之肥粒鐵系不鏽鋼若進行焊接，則於焊接部中耐蝕性顯著劣化。焊接部中之耐蝕性之顯著劣化係由所謂銳敏化現象引起，該銳敏化現象係於焊接後之冷卻時，於焊接部中C或N與Cr形成Cr碳氮化物，從而於所形成之Cr碳氮化物之周邊Cr局部地欠缺。
因此，於伴隨焊接之用途中，可使用肥粒鐵系不鏽鋼之中尤其是減少C或N且含有適量Ti或Nb所代表之穩定元素之肥粒鐵系不鏽鋼。其原因在於：於焊接後之焊接部中，Ti或Nb優先於Cr而形成碳氮化物，防止Cr碳氮化物之形成，抑制銳敏化現象。
尤其是由與C或N之親和性之高低之觀點而言，大多使用Nb作為穩定元素。然而，Nb為昂貴之添加元素，進而降低鋼之成形性，因此有時利用Ti代替所含有之Nb中之一部分。此種複合含有Nb與Ti之肥粒鐵系不鏽鋼(含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼)係抑制由焊接所導致之銳敏化現象，但已判明存在會發生氫脆化等於氫侵入至鋼中之情形時鋼板脆化之情形。於氫向鋼板侵入之事例中，有如於氫氣環境中進行了熱處理之情形、或進行了酸洗之情形、進行了用於提高耐蝕性之鈍態化處理之情形、又發生了腐蝕之情形等。 若發生氫脆化，則容易於鋼板之加工過程發生斷裂，除此以外，即便為已實施加工而成為加工構件之鋼板，亦有於產生殘留應力之部分發生斷裂之情形，該等事象成為問題。 因此，要求一種即便於在氫侵入環境中氫侵入至鋼板之情形時，亦能夠抑制其脆化、亦即耐氫脆化特性優異之含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼。因此，以開發具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異之含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板為目標。
關於應對不鏽鋼之氫脆化之技術之發明，例如揭示於專利文獻1及2中。
於專利文獻1中，揭示一種熱處理方法，其用於對具有結晶構造為面心立方晶格構造之沃斯田鐵相之沃斯田鐵系不鏽鋼進行加熱處理，而去除存在於上述沃斯田鐵系不鏽鋼內之氫。
於專利文獻2中，揭示一種耐氫脆化特性優異之高強度沃斯田鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計含有 C：0.2%以下、Si：0.3～1.5%、Mn：7.0～11.0%、P：0.06%以下、S：0.008%以下、Ni：5.0～10.0%、Cr：14.0～20.0%、Cu：1.0～5.0%、N：0.01～0.4%、O：0.015%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，Cr系碳氮化物之平均尺寸為100 nm以下，且Cr系碳氮化物之量以質量%計為0.001～0.5%。 [先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：國際公開第2009/107475號 專利文獻2：國際公開第2016/143486號
(發明所欲解決之問題)
專利文獻1中所揭示之技術係使用所謂脫氫處理之手法之技術，該脫氫處理係對於鋼板或其加工品施加200～1100℃之熱處理，藉此促進氫自鋼中釋出。然而，於此種手法中，存在需要用於進行脫氫處理之設備或實施熱處理，而導致製造成本增加之問題。因此，期望確立不進行脫氫處理之技術。
專利文獻2中所揭示之技術存在如下問題：必須大量地含有屬於昂貴元素之Ni或Cu，進而為了含於鋼中而必須大量地含有使製造成本大幅增加之Mn，從而期望減少Ni、Cu、Mn之含量。
本發明係鑒於上述問題而開發者，其目的在於提供一種製造時無需脫氫處理，進而不大量地含有Ni、Cu、Mn而耐蝕性優異，且耐氫脆化特性優異之含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法。
此處，於本發明中所謂「耐蝕性優異」，意指藉由以下所述之方法所測得之生鏽面積率為30%以下。 用於評價生鏽面積率之腐蝕試驗係依據JASO M609-91而實施。將試片水洗後，於乙醇中進行5分鐘之超音波脫脂。其後，將1個循環設為鹽水噴霧(5質量%NaCl水溶液、35℃)2 h→乾燥(60℃、相對濕度40%)4 h→濕潤(50℃、相對濕度95%以上)2 h，實施15個循環之腐蝕試驗。試驗後，由對試片進行攝影所得之照片，對於試片中心之30 mm×30 mm之區域，藉由圖像解析測定生鏽面積率。
又，「耐氫脆化特性優異」係指使氫以0.30～0.60質量ppm之濃度侵入至鋼中之情形時的鋼板之斷裂伸長率之降低量、相對於具有與該鋼板相同之成分組成且於相同製造條件下所製造之鋼板之鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下之情形時的斷裂伸長率，為5%以下。即，「耐氫脆化特性優異」係指上述使氫以0.30～0.60質量ppm之濃度侵入至鋼中之情形的鋼板之斷裂伸長率A(%)、與上述鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下之情形時的鋼板之斷裂伸長率B(%)滿足以下之式(1)。 斷裂伸長率B(%)－斷裂伸長率A(%)≦5(%) … 式(1)
於用於評價耐氫脆化特性之試驗中，首先，以與軋壓方向垂直之方向成為長度方向之方式，由鋼板製作4個依據JIS Z 2241之JIS5號試片。 對於第1個試片(試片A1)，於添加有0.01 M之硫脲之1 N之硫酸水溶液中進行10～100 C/dm2 之陰極電解處理，使0.30～0.60質量ppm之氫侵入。其中，侵入氫量為所需之量的情形，係以鋼中氫濃度進行確認，該鋼中氫濃度係對於第2個試片(試片A2)，進行同等之陰極電解處理，其後立即切成10 mm×30 mm，放入至液態氮中進行保管後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，藉由熱脫附法所測得。此處，利用熱脫附法之氫量分析係於以200℃/小時自室溫升溫至300℃之條件下實施。被氫侵入之試片A1係於進行陰極電解處理後，立即放入至液態氮中進行保管。 第3個試片(試片B1)係於大氣環境中，於300℃之溫度下進行1小時之熱處理，使氫自試片釋出。確認氫被釋出之情形係以如下方式進行：對第4個試片(試片B2)進行同等之熱處理，其後，立即切成10 mm×30 mm，放入至液態氮中進行保管後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，藉由上述之熱脫附法測定試片中所含之氫之濃度，確認鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下。經釋出氫之試片B1係於進行熱處理後，立即放入至液態氮中進行保管。 其後，對於上述兩個(A1及B1)試片，自液態氮中取出後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，進行依據JIS Z 2241之拉伸試驗，評價斷裂伸長率。其中，拉伸速度係於將標點間距離設為50 mm，並設為25 mm/分鐘之速度。然後，自試片B之斷裂伸長率B(%)減去試片A之斷裂伸長率A(%)，藉此算出斷裂伸長率之降低量。 (解決問題之技術手段)
本發明者等人針對上述課題，研究一種製造時無需脫氫處理，進而未大量地含有Ni、Cu、Mn而具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異之含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板。其結果獲得了以下之見解。 設為以質量%計含有C：0.001～0.020%、Si：0.10～0.60%、Mn：0.10～0.60%、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Al：0.030～0.060%、Cr：16.5～19.0%、Ti：0.15～0.35%、Nb：0.30～0.60%、Ni：0.01～0.60%、O(氧)：0.0025～0.0050%、及N：0.001～0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成，且使具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物於1 mm2 區間內成為300個以下，且使上述具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之平均截面面積成為20.0 μm2 以下，藉此可提高耐蝕性及耐氫脆化特性。
其機制被認為如下。 於含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之鋼中，存在粗大析出物(以下，亦將該等記為複合析出物)，該粗大析出物係以包含Al之氧化物系中介物(Al系氧化物)為核且於鑄造時所析出之TiN之周圍、進而析出了NbC而成者。 若對鋼板進行加工，則於該粗大之複合析出物之周邊局部集中應變。該局部之應變於加工後亦殘留於鋼中。於加工時之鋼板包含氫、或氫侵入至加工後之鋼板之情形時，氫集中於該局部之應變部，局部之氫濃度變高，其結果導致鋼板脆化並斷裂。 此種氫脆化可藉由減少斷裂之起點來抑制。斷裂之起點為上述粗大之複合析出物。因此，重要的是減少該等粗大之複合析出物之尺寸、或相對粗大之該等複合析出物之數。 上述粗大之複合析出物之尺寸或數，可藉由適當地限制鋼中之C含量、N含量、Ti含量及Nb含量之上限、並且使適量之Al及O(氧)含於鋼中而降低。 於含有Al及O之鋼之凝固時，於鋼中發生Al系氧化物之晶化。此處，於鋼中所含之Al及O之量為適當之範圍之情形時，上述Al系氧化物以微小地分散之形態於鋼中晶化。 進而，於該情形時，若鋼之凝固進行，則以分散並晶化之Al系氧化物為中心，TiN分散析出。因此，與在鋼中未含有適量之Al及O(氧)之情形相比，TiN之尺寸減少。進而限制鋼之N含量及Ti含量之上限，進而以適當之條件進行鋼板之製造，藉此使TiN之尺寸變得更小，並且減少相對粗大之TiN之數。TiN周邊之NbC係藉由限制鋼之C含量及Nb含量之上限，進而以適當之條件進行鋼板之製造，則可充分抑制於TiN周邊之析出。藉此，降低上述粗大之複合析出物之尺寸或數，而提高鋼板之耐氫脆化特性。
本發明係立足於上述見解者，其主旨構成如下所述。 [1]一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其具有以質量%計含有 C：0.001～0.020%、 Si：0.10～0.60%、 Mn：0.10～0.60%、 P：0.040%以下、 S：0.030%以下、 Al：0.030～0.060%、 Cr：16.5～19.0%、 Ti：0.15～0.35%、 Nb：0.30～0.60%、 Ni：0.01～0.60%、 O(氧)：0.0025～0.0050%、及 N：0.001～0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質之成分組成， 具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物於1 mm2 區間內為300個以下，且 上述具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之平均截面面積為20.0 μm2 以下。 [2]如上述[1]記載之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，作為上述成分組成，進而以質量%計含有選自 Cu：0.01～0.80%、 Co：0.01～0.50%、 Mo：0.01～1.00%、 W：0.01～0.50%、 V：0.01～0.50%、及 Zr：0.01～0.50%之中之1種或2種以上。 [3]如上述[1]或[2]記載之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，作為上述成分組成，進而以質量%計含有選自 B：0.0003～0.0030%、 Mg：0.0005～0.0100%、 Ca：0.0003～0.0030%、 Y：0.01～0.20%、 REM(稀土類金屬)：0.01～0.10%、 Sn：0.01～0.50%、及 Sb：0.01～0.50%之中之1種或2種以上。 [4]如上述[1]至[3]中任一項記載之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，使氫以0.30～0.60質量ppm之濃度侵入至鋼中之情形時的鋼板之斷裂伸長率A(%)、與鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下之情形時的鋼板之斷裂伸長率B(%)，滿足以下之式(1)。 斷裂伸長率B(%)－斷裂伸長率A(%)≦5(%) …   式(1) [5]一種如上述[1]至[4]中任一項記載之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之製造方法，其包括： 對具有上述成分組成之鋼坯進行熱軋而製成熱軋板之步驟； 對上述熱軋板進行於940℃以上且980℃以下保持5～180秒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 對上述冷軋板進行於1000℃以上且1060℃以下保持5～180秒之冷軋板退火之步驟。 (對照先前技術之功效)
根據本發明，可提供一種製造時無需脫氫處理，進而未大量地含有Ni、Cu、Mn而具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異之含Nb-Ti之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板及其製造方法。
以下，對本發明具體地進行說明。 首先，針對於本發明中對於限定成分組成及析出物之存在形態之理由進行說明。再者，關於表示鋼板之成分之%，只要沒有特別說明則意指質量%。
C：0.001～0.020% C係對於提高鋼之強度有效之元素。該效果可藉由將C含量設為0.001%以上而獲得。但，若C含量超過0.020%，則鋼硬質化而成形性降低，並且耐蝕性降低。因此，C含量係設為0.001～0.020%。較佳為C含量為0.004%以上。更佳為C含量為0.007%以上。又，較佳為C含量為0.015%以下。更佳為C含量為0.012%以下。
Si：0.10～0.60% Si係作為去氧劑有用之元素。該效果可藉由將Si含量設為0.10%以上而獲得。但，若Si含量超過0.60%，則鋼硬質化而成形性降低。因此，Si含量係設為0.10～0.60%。較佳為Si含量為0.15%以上。又，較佳為Si含量為0.25%以下。
Mn：0.10～0.60% Mn具有去氧作用。該效果可藉由將Mn含量設為0.10%以上而獲得。但，若Mn含量超過0.60%，則促進MnS之析出及粗大化，該MnS成為腐蝕孔之起點而導致耐蝕性降低。因此，Mn含量係設為0.10～0.60%。較佳為Mn含量為0.15%以上。又，較佳為Mn含量為0.30%以下。
P：0.040%以下 P係降低耐蝕性之元素。又，P因於晶界發生偏析而使熱加工性降低。因此，P含量較理想為儘可能低，設為0.040%以下。較佳為P含量為0.030%以下。
S：0.030%以下 S係與Mn形成為析出物之MnS。該MnS成為腐蝕孔之起點或破裂之起點，導致耐蝕性降低。因此，S含量較理想為較低，設為0.030%以下。較佳為S含量為0.020%以下。
Al：0.030～0.060% Al係藉由於鋼中晶化為氧化物系中介物，而於鋼之凝固時作用為TiN之析出核，使TiN之尺寸減小，提高鋼之耐氫脆化特性。該效果可藉由使Al含量為0.030%以上而獲得。但，若Al含量超過0.060%，則於凝固時晶化之Al系氧化物之中介物之尺寸增大，難以成為TiN之析出核，於鋼中生成粗大之TiN，導致鋼之耐氫脆化特性降低。因此，Al含量係設為0.030～0.060%。較佳為Al含量為0.040%以上。又，較佳為Al含量為0.050%以下。
Cr：16.5～19.0% Cr係於表面形成鈍態皮膜而提高耐蝕性之元素。若Cr含量未滿16.5%，則無法獲得充分之耐蝕性。另一方面，若Cr含量超過19.0%，則鋼硬質化而成形性降低。因此，Cr含量係設為16.5～19.0%。較佳為Cr含量為17.0%以上。更佳為Cr含量為17.3%以上。進而較佳為Cr含量為17.6%以上。又，較佳為Cr含量為18.5%以下。更佳為Cr含量為18.3%以下。進而較佳為Cr含量為18.1%以下。
Ti：0.15～0.35% Ti係藉由形成碳氮化物而固定C、N，從而提高鋼之耐蝕性之元素。該效果可藉由將Ti含量設為0.15%以上而獲得。但，若Ti含量超過0.35%，則促進形成粗大之碳氮化物，並且於鋼中固溶存在之Ti增加，鋼硬質化導致耐氫脆化特性降低。因此，Ti含量係設為0.15～0.35%。較佳為Ti含量為0.20%以上。又，較佳為Ti含量為0.30%以下。
Nb：0.30～0.60% Nb係藉由形成碳氮化物而固定C、N，從而提高鋼之耐蝕性之元素。該效果可藉由將Nb含量設為0.30%以上而獲得。但，若Nb含量超過0.60%，則促進粗大之碳氮化物之形成，並且於鋼中固溶存在之Nb增加，鋼硬質化，導致耐氫脆化特性降低。因此，Nb含量係設為0.30～0.60%。較佳為Nb含量為0.35%以上。更佳為Nb含量為0.38%以上。進而較佳為Nb含量為0.40%以上。又，Nb含量為0.55%以下。更佳為Nb含量為0.50%以下。進而較佳為Nb含量為0.45%以下。
Ni：0.01～0.60% Ni係於低pH環境中抑制鋼之活性熔融之元素。即，藉由於鋼板表面所生成之腐蝕孔之內部抑制腐蝕之進展，而抑制腐蝕孔深度之增加。該效果可藉由使Ni含量為0.01%以上而獲得。但，若Ni含量超過0.60%，則鋼硬質化而成形性降低。因此，Ni含量係設為0.01～0.60%。較佳為Ni含量為0.10%以上。又，較佳為Ni含量為0.25%以下。
O(氧)：0.0025～0.0050%， O(氧)係藉由與Al一起於鋼中晶化為氧化物系中介物，而具有於鋼之凝固時之TiN之析出核的作用，使TiN之尺寸減小，提高鋼之耐氫脆化特性。該效果係藉由使Al含量為上述範圍內且使O含量為0.0025%以上而獲得。但，即便Al含量為上述範圍內，若O含量超過0.0050%，則於凝固時晶化之氧化物系中介物之尺寸增大，難以成為TiN之析出核，而於鋼中生成粗大之TiN，導致鋼之耐氫脆化特性降低。因此，於將Al含量設為上述範圍內之同時，將O含量設為0.0025～0.0050%。較佳為O含量為0.0030%以上。又，較佳為O含量設為0.0040%以下。
N：0.001～0.020% N係對提高鋼之強度有效之元素。該效果可藉由將N含量設為0.001%以上而獲得。但，若N含量超過0.020%，則鋼硬質化而成形性降低，或耐蝕性降低。因此，N含量係設為0.001～0.020%。較佳為N含量為0.003%以上。更佳為N含量為0.007%以上。又，較佳為N含量為0.015%以下。更佳為N含量為0.012%以下。
除以上成分以外之剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。
於本發明中，除上述之成分以外，亦可含有選自Cu：0.01～0.80%、Co：0.01～0.50%、Mo：0.01～1.00%、W：0.01～0.50%、V：0.01～0.50%、及Zr：0.01～0.50%之中之1種或2種以上。 又，於本發明中，亦可含有選自B：0.0003～0.0030%、Mg：0.0005～0.0100%、Ca：0.0003～0.0030%、Y：0.01～0.20%、REM(稀土類金屬)：0.01～0.10%、Sn：0.01～0.50%及Sb：0.01～0.50%之中之1種或2種以上。
Cu：0.01～0.80% Cu係強化鈍態皮膜，提高耐蝕性之元素。另一方面，若過剩地含有Cu，則容易析出ε-Cu而導致耐蝕性降低。因此，於含有Cu之情形時，將Cu含量設為0.01～0.80%。較佳為Cu含量為0.30%以上。更佳為Cu含量為0.40%以上。又，較佳為Cu含量為0.50%以下。更佳為Cu含量為0.45%以下。
Co：0.01～0.50% Co係提高不鏽鋼之耐間隙腐蝕性之元素。另一方面，若過剩地含有Co，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Co之情形時，Co含量係設為0.01～0.50%。較佳為Co含量為0.03%以上。更佳為Co含量為0.05%以上。又，較佳為Co含量為0.30%以下。更佳為Co含量為0.10%以下。
Mo：0.01～1.00% Mo具有提高不鏽鋼之耐間隙腐蝕性之效果。另一方面，若過剩地含有Mo，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Mo之情形時，將Mo含量設為0.01～1.00%。較佳為Mo含量為0.03%以上。更佳為Mo含量為0.05%以上。又，較佳為Mo含量為0.50%以下。更佳為Mo含量為0.30%以下。
W：0.01～0.50% W係提高不鏽鋼之耐間隙腐蝕性之元素。另一方面，若過剩地含有W，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有W之情形時，將W含量設為0.01～0.50%。較佳為W含量為0.03%以上。更佳為W含量為0.05%以上。又，較佳為W含量為0.30%以下。更佳為W含量為0.10%以下。
V：0.01～0.50% V係藉由形成碳氮化物而固定C、N，提高鋼之耐蝕性之元素。另一方面，若過量地含有V，則碳氮化物過度地析出，其等成為腐蝕孔腐蝕之起點，使鋼之耐蝕性降低。因此，於含有V之情形時，將V含量設為0.01～0.50%。較佳為V含量為0.02%以上。更佳為V含量為0.03%以上。又，較佳為V含量為0.40%以下。更佳為V含量為0.30%以下。
Zr：0.01～0.50% Zr係藉由形成碳氮化物而固定C、N從而提高鋼之耐蝕性之元素。另一方面，若過量地含有Zr，則碳氮化物過度析出，其等成為腐蝕孔腐蝕之起點，由此使鋼之耐蝕性降低。因此，於含有Zr之情形時，將Zr含量設為0.01～0.50%。較佳為Zr含量為0.02%以上。更佳為Zr含量為0.03%以上。又，較佳為Zr含量為0.40%以下。更佳為Zr含量為0.30%以下。
B：0.0003～0.0030% B具有提高鋼之強度之效果。另一方面，若過量地含有B，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有B之情形時，將B含量設為0.0003～0.0030%。較佳為B含量為0.0010%以上。又，較佳為B含量為0.0025%以下。
Mg：0.0005～0.0100% Mg係於鋼液中與Al一起形成Mg氧化物而作為去氧劑發揮作用。另一方面，若過量地含有Mg，則鋼會硬質化而成形性降低。因此，於含有Mg之情形時，將Mg含量設為0.0005～0.0100%。較佳為Mg含量為0.0005%以上。更佳為Mg含量為0.0010%以上。又，較佳為Mg含量為0.0050%以下。更佳為Mg含量為0.0030%以下。
Ca：0.0003～0.0030% Ca係於鋼液中形成氧化物而作為去氧劑發揮作用。但，若過量地含有Ca，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Ca之情形時，將Ca含量設為0.0003～0.0030%。較佳為Ca含量為0.0005%以上。更佳為Ca含量為0.0007%以上。又，較佳為Ca含量為0.0025%以下。更佳為Ca含量為0.0015%以下。
Y：0.01～0.20% Y係減少鋼液之黏度，提高淨化度之元素。另一方面，若過量地含有Y，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Y之情形時，將Y含量設為0.01～0.20%。較佳為Y含量為0.03%以上。又，較佳為Y含量為0.10%以下。
REM(稀土類金屬；Rare Earth Metals)：0.01～0.10% REM(稀土類金屬：La、Ce、Nd等原子序號為57～71之元素)係減少鋼液之黏度，提高淨化度之元素。另一方面，若過剩地含有REM，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有REM之情形時，將REM含量設為0.01～0.10%。較佳為REM含量為0.02%以上。又，較佳為REM含量為0.05%以下。
Sn：0.01～0.50% Sn係對於藉由促進軋壓時之變形帶生成而有效抑制加工表面粗糙。另一方面，若過量地含有Sn，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Sn之情形時，將Sn含量設為0.01～0.50%。較佳為Sn含量為0.03%以上。又，較佳為Sn含量為0.20%以下。
Sb：0.01～0.50% Sb與Sn同樣地，對於藉由促進軋壓時之變形帶生成而有效抑制加工表面粗糙。另一方面，若過剩地含有Sb，則鋼硬質化而成形性降低。因此，於含有Sb之情形時，將Sb含量設為0.01～0.50%。較佳為Sb含量為0.03%以上。又，較佳為Sb含量為0.20%以下。
再者，於作為上述任意成分所說明之Cu、Co、Mo、W、V、Zr、B、Mg、Ca、Y、REM(稀土類金屬)、Sn、Sb之含量未滿下限值之情形時，其成分視為不可避免之雜質而包含者。
具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物(粗大析出物)於1 mm2 區間內之數：300個以下 為了使鋼板之耐氫脆化特性優異，作為本發明中之粗大析出物，需要使鋼板截面1 mm2 區間內之具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之數為300個以下。若上述析出物之數超過300個，則於在氫侵入至鋼中之狀態下對鋼施加有應變之情形時、或氫侵入至導入有應變之狀態下之鋼之情形時，氫於各析出物周邊之局部應變場所變濃，於鋼中以過度高之密度形成局部之脆化區域，從而使鋼板脆化，因此無法獲得所需之耐氫脆化特性。 鋼板截面1 mm2 區間內之具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之數較佳為200個以下。
此處，上述具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物於1 mm2 區間內之數係以如下方式進行測定。 首先，對所獲得之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之C截面(在與軋壓方向垂直之方向上切斷所得之鋼板之截面)進行鏡面研磨，藉由光學顯微鏡(例如Olympus製造、DSX-510)使用屬於一般之光學顯微鏡法之同軸落射照明法對其放大圖像進行攝影。攝影係使用40倍之物鏡，以1000倍之綜合倍率，於不使各視野之露光時間變化之情況下對1 mm2 之區間進行連接攝影。又，於隨機10個部位實施以該1 mm2 設為對象之攝影。此處，所謂連接攝影係指對複數個鄰接之視野以其等之一部分相互重疊之方式進行攝影，將所獲得之複數個圖像接合，藉此獲得較1個視野為更廣區域之圖像。 再者，根據上述攝影手法，去除析出物以外之母相之區域較亮地成像，析出部較暗地成像。因此，於所獲得之圖像上，去除析出物以外之母相之區域係濃度較高(較白)，析出物部係濃度較低(較黑)。 對於所獲得之攝影圖像，使用圖像解析軟體(例如三谷商事製造、WinROOF2015)，進行單色化及應用高通濾波器之圖像處理，獲得去除了背景之單色圖像後，將圖像二值化以擷取析出物部。 再者，高通濾波器係去除波長70 μm以上之頻率成分者。 又，圖像之二值化係藉由對攝影了各1 mm2 區間所得之每個圖像，分別應用以下之方法而實施。 首先，對於上述進行了單色化及高通濾波器應用所得之1個圖像，對圖像整體、亦即測量區域中所含之所有像素之濃度之平均值(A)及所有像素之濃度之標準偏差(S)進行測量。其中，像素(亦稱為畫素)係利用圖像解析軟體進行處理之圖像之最小單位，各像素具有濃度資訊。自測量所得之平均值減去於測量所得之標準偏差3倍之值(A-3×S)，將藉此所得之值(A-3×S)設為該圖像之二值化之閾值。將具有所獲得之閾值以下之濃度的像素之濃度轉換成「0」，將具有超過所獲得之閾值之濃度的像素之濃度轉換成「1」，完成該圖像之二值化。 此處，將濃度成為「0」之像素視為構成析出物部之1個像素。又，於濃度為「0」之像素複數個鄰接之情形時，將由該等鄰接之像素所形成之區域視為1個析出物部。 根據所獲得之各二值化圖像測量構成各析出物部之像素之數，將所獲得之各析出物部之像素數分別乘以1個像素所表示之面積，藉此測量各析出物之截面面積，從而求出各1 mm2 區間內之截面面積5.0 μm2 以上之析出物之數。將所求出之全部10個區間之析出物之數進行平均，作為鋼板截面1 mm2 區間內之截面面積為5.0 μm2 以上之粗大析出物之數。
具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之平均截面面積：20.0 μm2 以下 為了使鋼板之耐氫脆化特性變得優異，需要使可稱為粗大析出物之具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物的平均截面面積成為20.0 μm2 以下。若上述平均截面面積超過20.0 μm2 ，則於在氫侵入至鋼中之狀態下對鋼施加有應變之情形時、或氫侵入至導入了應變之狀態下之鋼之情形時，氫於粗大析出物周邊之局部應變場所變濃，該變濃部成為斷裂之起點，因此無法獲得所需之耐氫脆化特性。具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之平均截面面積較佳為15.0 μm2 以下。
此處，上述之平均截面面積係以如下方式進行測定。 首先，根據藉由上述粗大析出物之數之評價所獲得之各二值化圖像，使用上述圖像解析軟體，求出各1 mm2 區間內之析出物之中具有5.0 μm2 以上之截面面積的各析出物之截面面積。將全部10個區間之析出物之截面面積進行平均，求出粗大析出物之平均截面面積(＝「具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之總截面面積」/「具有5.0 μm2 以上之截面面積之析出物之數」)。
其次，對於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之較佳製造方法進行說明。將具有上述成分組成之鋼藉由轉爐、電爐等公知之方法熔製後，使用VOD(Vacuum Oxygen Decarburization，真空吹氧脫碳)法調整鋼中之O(氧)濃度後，藉由連續鑄造法或造塊-分塊法製成鋼素材(鋼坯)。將該鋼素材於1100～1200℃之溫度下加熱30分鐘以上且2小時以下後，以板厚成為2.0～5.0 mm之方式進行熱軋。將如此製作所得之熱軋板於940～980℃之溫度範圍內在大氣環境中保持5～180秒，從而獲得熱軋退火板。其次進行酸洗而去除鏽垢。其次，進行冷軋，於1000～1060℃之溫度範圍內保持5～180秒，從而獲得冷軋退火板。於冷軋板退火後進行酸洗或表面研削而去除鏽垢。亦可對去除鏽垢後之冷軋板進行調質軋製軋壓。
首先，對於上述較佳製造方法中之析出物之固溶、析出舉動，於以下進行敍述。 藉由以VOD法為代表之高度精煉法，使屬於有助於去氧之元素之Si及Al之含量相對減少後，鑄造O含量得到適當控制之成分之鋼，藉此包含Al之氧化物系中介物於鋼中分散並晶化。隨著鑄造之進行，可獲得以該等中介物為核，TiN分散析出，進而於TiN之周圍析出了NbC而成之鋼坯。 藉由熱軋前之鋼坯之加熱，發生TiN或NbC向鋼中之固溶，TiN之尺寸變小，並且NbC大量消失。藉此，於熱軋後所獲得之熱軋板中，於鋼坯加熱階段中固溶於鋼中之Ti、N、Nb、C大多以固溶於鋼中之狀態存在。 其次，於940℃以上且980℃以下之溫度下進行熱軋板退火，藉此抑制TiN之生長，且藉由下一步驟之冷軋而使鋼板軟質化至軋壓負荷不致過剩之程度。其中，於該退火中，於TiN周邊NbC析出。冷軋之後，於1000℃以上且1060℃以下之溫度下進行冷軋板退火，藉此上述NbC大多固溶於鋼中。 藉由上述過程，可降低鋼中之相對粗大之析出物之尺寸及數。
進行將熱軋板於940℃以上且980℃以下保持5～180秒之熱軋板退火，而製成熱軋退火板之步驟 若熱軋板退火溫度未滿940℃，則鋼無法充分軟質化，而於其後之冷軋步驟中軋壓負荷變得過剩，容易產生鋼板之表面缺陷。另一方面，若熱軋板退火溫度超過980℃，則促進TiN之生長，而粗大析出物之數過剩地增加。 又，若熱軋板退火時間未滿5秒，則鋼無法充分軟質化，而於其後之冷軋步驟中軋壓負荷變得過剩，容易產生鋼板之表面缺陷。另一方面，若熱軋板退火時間超過180秒，則一部分TiN優先於其他成分特別粗大地成長，而粗大析出物之平均截面面積增大。因此，較佳為於本發明中，進行將熱軋板於940℃以上且980℃以下保持5～180秒之熱軋板退火，而製成熱軋退火板。更佳為熱軋板之退火溫度之範圍為940℃以上且960℃以下。又，上述保持時間更佳為10秒以上。又，上述保持時間更佳為60秒以下。
進行將冷軋板於1000℃以上且1060℃以下保持5～180秒之冷軋板退火之步驟 若冷軋板退火溫度未滿1000℃，則於熱軋板退火步驟中於一部分粗大之TiN周邊大量析出之NbC無法充分固溶於鋼中，而粗大析出物之平均截面面積增大。另一方面，若冷軋板退火溫度超過1060℃，則促進TiN之生長，粗大析出物之數過剩地增加。 又，若冷軋板退火時間未滿5秒，則於熱軋板退火步驟中於一部分粗大之TiN周邊大量析出之NbC無法充分固溶於鋼中，而粗大析出物之平均截面面積增大。另一方面，若冷軋板退火時間超過180秒，則促進TiN之生長，粗大析出物之數過剩地增加。 因此，於本發明中，較佳為進行將冷軋板於1000℃以上且1060℃以下保持5～180秒之冷軋板退火。更佳為冷軋板之退火溫度之範圍為1030℃以上且1060℃以下。 又，上述保持時間更佳為10秒以上。又，上述保持時間更佳為60秒以下。 [實施例]
[實施例1] 將具有表1-1所示之組成之肥粒鐵系不鏽鋼熔製成100 kg鋼塊後，於1150℃之溫度下加熱1小時，進行熱軋而成為板厚3.0 mm。完成熱軋之最終行程之後，立即對熱軋板進行空冷。
[表1-1]
成分組成(質量%)   
C Si Mn P S Al Cr Ti Nb Ni O N
0.010 0.26 0.22 0.023 0.002 0.047 17.8 0.25 0.42 0.15 0.0032 0.009
※除上述成分組成以外之剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。
將所獲得之熱軋板於表1-2所記載之各熱軋板退火溫度下保持表1-2所記載之各熱軋板退火時間後，進行空冷，製成熱軋退火板。 針對該熱軋退火板，繼利用硫酸溶液進行酸洗之後使用氫氟酸與硝酸之混合溶液進行酸洗，製成冷軋用素材，其後，進行直至板厚1.0 mm之冷軋，製成冷軋板。 將所獲得之冷軋板於表1-2所記載之各冷軋板退火溫度下保持表1-2所記載之各冷軋板退火時間後，進行空冷，其後，進行正面背面之表面研削，去除表面鏽垢，而獲得冷軋退火板。 將所獲得之冷軋退火板供於以下之評價。
(1)鋼板之耐蝕性評價 將於以上之製造條件下所獲得之肥粒鐵系不鏽鋼冷軋退火板，藉由剪切加工而切成長度80 mm×寬度60 mm。切成後，使用金鋼砂紙將表面研磨至600目，利用丙酮進行脫脂後，評價鋼板之耐蝕性。 腐蝕試驗係依據JASO M609-91而實施。首先，對試片水洗後，於乙醇中進行5分鐘之超音波脫脂。其後，將1個循環設為鹽水噴霧(5質量%NaCl水溶液、35℃)2 h→乾燥(60℃、相對濕度40%)4 h→濕潤(50℃、相對濕度95%以上)2 h，實施15個循環之腐蝕試驗。試驗後，根據對試片進行攝影所得之照片，對於試片中心之30 mm×30 mm之區域，藉由圖像解析測定生鏽面積率。 將生鏽面積率為30%以下者評價為「〇(合格：特別優異)」，將生鏽面積率超過30%者評價為「▲(不合格)」。
(2)粗大析出物之數之評價 對所獲得之肥粒鐵系不鏽鋼冷軋退火板之C截面(在與軋壓方向垂直之方向上切斷所得之鋼板之截面)進行鏡面研磨，藉由光學顯微鏡(Olympus製造、DSX-510)使用屬於一般之光學顯微鏡法之同軸落射照明法對其放大圖像進行攝影。攝影係藉由如下方式進行，即，使用40倍之物鏡，以1000倍之綜合倍率，於不使各視野之露光時間變化之情況下對1 mm2 之區間進行連接攝影。又，於隨機10個部位實施以該1 mm2 為對象之攝影。此處，所謂連接攝影係對複數個鄰接之視野以其等之一部分相互重疊之方式進行攝影，將所獲得之複數個圖像接合，藉此獲得較1個視野為更廣區域之圖像。 再者，根據上述攝影手法，去除析出物以外之母相之區域較亮地成像，析出部較暗地成像。因此，於所獲得之圖像上，去除析出物以外之母相之區域係濃度較高(較白)，析出物部係濃度較低(較黑)。 對於所獲得之攝影圖像，使用圖像解析軟體(三谷商事製造、WinROOF2015)，進行單色化及應用高通濾波器之圖像處理，獲得去除了背景之單色圖像後，將圖像二值化以擷取析出物部。 再者，高通濾波器係去除波長70 μm以上之頻率成分。 又，圖像之二值化係藉由對攝影各1 mm2 區間所得之每個圖像分別應用以下之方法而實施。 首先，對於上述進行單色化及高通濾波器應用所得之1個圖像，對圖像整體、亦即測量區域中所含之所有像素之濃度之平均值(A)及所有像素之濃度之標準偏差(S)進行測量。其中，像素(亦稱為畫素)係利用圖像解析軟體進行處理之圖像之最小單位，各像素具有濃度資訊。自測量所得之平均值減去測量所得之標準偏差3倍之值，將藉此所得之值(A-3×S)設為該圖像之二值化之閾值。將具有所獲得之閾值以下之濃度的像素之濃度轉換成「0」，將具有超過所獲得之閾值之濃度的像素之濃度轉換成「1」，從而完成該圖像之二值化。 此處，將濃度成為「0」之像素視為構成析出物部之1個像素。又，於濃度為「0」之像素複數個鄰接之情形時，將由該等鄰接之像素所形成之區域視為1個析出物部。 根據所獲得之各二值化圖像，測量構成各析出物部之像素之數，將所獲得之各析出物部之像素數分別乘以1個像素所表示之面積，藉此測量各析出物之截面面積，從而求出各1 mm2 區間內之截面面積5.0 μm2 以上之析出物之數。將所求出之全部10個區間之析出物之數進行平均，求出鋼板截面1 mm2 區間內之截面面積為5.0 μm2 以上之粗大析出物之平均數。
(3)粗大析出物之平均截面面積之評價 根據藉由上述粗大析出物之平均數之評價所獲得之各二值化圖像，使用上述圖像解析軟體，求出各1 mm2 區間內之析出物之中截面面積為5.0 μm2 以上的各析出物之截面面積。將全部10個區間之析出物之截面面積進行平均，求出粗大析出物之平均截面面積。
(4)耐氫脆化特性之評價 於用於評價耐氫脆化特性之試驗中，首先，以軋壓方向成為長度方向之方式由鋼板製作4個依據JIS Z 2241之JIS5號試片。 對於第1個試片(試片A1)，於添加有0.01 M之硫脲之1 N之硫酸水溶液中進行10～100 C/dm2 之陰極電解處理，使0.30～0.60質量ppm之氫侵入。其中，侵入氫量為所需之量的情形係以鋼中氫濃度來進行確認，該鋼中氫濃度係對於第2個試片(試片A2)，進行同等之陰極電解處理，其後立即切成10 mm×30 mm，放入至液態氮中進行保管後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，藉由熱脫附法所測得。此處，利用熱脫附法之氫量分析係於以200℃/小時自室溫升溫至300℃之條件下實施。使氫侵入之試片A1係進行陰極電解處理後，立即放入至液態氮中進行保管。 第3個試片(試片B1)係於大氣環境中，於300℃之溫度下進行1小時之熱處理，使氫自試片釋出。確認氫被釋出的情形係以如下方式進行：對第4個試片(試片B2)進行同等之熱處理，其後，立即切成10 mm×30 mm，放入至液態氮中進行保管後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，藉由上述之熱脫附法測定試片中所含之氫之濃度，確認鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下。釋出氫之試片B1係於進行熱處理後，立即放入至液態氮中進行保管。 其後，對於上述兩個(A1及B1)試片，自液態氮中取出後，於乙醇中進行5分鐘之超音波洗淨，使溫度恢復至室溫後，進行依據JIS Z 2241之拉伸試驗，評價斷裂伸長率。其中，拉伸速度係於將標點間距離設為50 mm後設為25 mm/分鐘之速度。然後，自試片B之斷裂伸長率(%)減去試片A之斷裂伸長率(%)，藉此算出斷裂伸長率之降低量。 將斷裂伸長率之降低量為5%以下者評價為「〇(合格)」，將斷裂伸長率之降低量超過5%者評價為「▲(不合格)」。
將所獲得之結果示於表1-2。
[表1-2]
試驗 No. 熱軋板退火溫度 (℃) 熱軋板退火時間 (秒) 冷軋板退火溫度(℃) 冷軋板退火時間(秒) 粗大析出物之數(個/mm2 ) 粗大析出物之平均截面面積(μm2 ) 耐蝕性 耐氫脆化特性 備註
1-1 940 30 1000 30 163 17.4 〇 〇 本發明例
1-2 940 10 1030 30 187 13.4 〇 〇 本發明例
1-3 940 30 1060 10 172 12.1 〇 〇 本發明例
1-4 960 8 1000 30 188 16.2 〇 〇 本發明例
1-5 960 50 1030 30 175 11.2 〇 〇 本發明例
1-6 960 30 1060 45 179 12.8 〇 〇 本發明例
1-7 980 150 1000 30 261 13.9 〇 〇 本發明例
1-8 980 30 1030 160 233 11.7 〇 〇 本發明例
1-9 980 30 1060 7 277 18.4 〇 〇 本發明例
1-10 1020 30 1000 30 335 17.2 〇 ▲ 比較例
1-11 940 30 960 30 175 24.7 〇 ▲ 比較例
1-12 960 30 1100 30 350 19.1 〇 ▲ 比較例
1-13 960 600 1030 30 226 28.4 〇 ▲ 比較例
1-14 960 30 1030 450 322 18.3 〇 ▲ 比較例
※下劃線表示為本發明之範圍外。
關於本發明鋼(試驗No.1-1～1-9)，可知：耐蝕性之評價為「〇」，且粗大析出物之平均數為300個以下，且粗大析出物之平均截面面積為20.0 μm2 以下，耐氫脆化特性之評價為「〇」，具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異。 關於試驗No.1-10之比較例，熱軋板退火溫度高於本發明之範圍，粗大析出物之數多於本發明之範圍，因此耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.1-11之比較例，冷軋板退火溫度低於本發明之範圍，粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，因此耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.1-12之比較例，冷軋板退火溫度高於本發明之範圍，粗大析出物之數多於本發明之範圍，因此耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.1-13之比較例，熱軋板退火時間長於本發明之範圍，粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，因此耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.1-14之比較例，冷軋板退火時間長於本發明之範圍，粗大析出物之數多於本發明之範圍，因此耐氫脆化特性較差。
[實施例2] 將具有表2所示之組成之肥粒鐵系不鏽鋼熔製成100 kg鋼塊後，於1150℃之溫度下加熱1小時，進行熱軋製成板厚3.0 mm。完成熱軋之最終行程之後，立即對熱軋板進行空冷。 將所獲得之熱軋板於940℃下保持10秒後，進行空冷，製成熱軋退火板。 針對熱軋退火板，繼利用硫酸溶液進行酸洗之後使用氫氟酸與硝酸之混合溶液進行酸洗，而製成冷軋用素材，其後，進行直至板厚1.0 mm之冷軋，製成冷軋板。 將所獲得之冷軋板於1040℃下保持45秒後，進行空冷，其後，進行表面研削，去除表面鏽垢，而獲得冷軋退火板。 將所獲得之冷軋退火板供於上述評價。
將所獲得之結果示於表2。
[表2]
   成分組成(質量%)    粗大析出物之平均截面面積 (μm2 )         
試驗 No. C Si Mn P S Al Cr Ti Nb Ni O N 其他元素 粗大析岀物之數(個/mm2 ) 耐蝕性 耐氫脆化特性 備註
2-1 0.009 0.25 0.25 0.028 0.003 0.048 16.9 0.24 0.41 0.17 0.0032 0.010 - 156 14.3 〇 〇 本發明例
2-2 0.010 0.21 0.25 0.023 0.002 0.042 17.8 0.25 0.42 0.19 0.0038 0.010 - 184 13.5 〇 〇 本發明例
2-3 0.008 0.23 0.28 0.024 0.002 0.043 18.8 0.27 0.45 0.17 0.0037 0.008 - 196 12.3 〇 〇 本發明例
2-4 0.011 0.24 0.18 0.029 0.002 0.041 17.6 0.17 0.44 0.18 0.0033 0.010 - 182 14.2 〇 〇 本發明例
2-5 0.011 0.20 0.19 0.027 0.004 0.045 17.8 0.33 0.43 0.18 0.0034 0.010 - 225 18.2 〇 〇 本發明例
2-6 0.019 0.11 0.58 0.028 0.004 0.043 17.7 0.28 0.42 0.17 0.0038 0.011 - 282 15.9 〇 〇 本發明例
2-7 0.010 0.20 0.24 0.025 0.003 0.033 17.8 0.25 0.40 0.59 0.0026 0.001 - 195 17.0 〇 〇 本發明例
2-8 0.002 0.24 0.12 0.024 0.002 0.057 17.7 0.24 0.42 0.13 0.0049 0.008 - 246 19.5 〇 〇 本發明例
2-9 0.012 0.55 0.29 0.025 0.002 0.047 17.8 0.26 0.43 0.03 0.0036 0.019 - 203 19.9 〇 〇 本發明例
2-10 0.009 0.22 0.28 0.025 0.001 0.044 17.8 0.26 0.31 0.19 0.0037 0.008 - 160 13.6 〇 〇 本發明例
2-11 0.011 0.24 0.28 0.027 0.003 0.043 17.6 0.28 0.58 0.21 0.0040 0.010 - 289 16.0 〇 〇 本發明例
2-12 0.007 0.25 0.24 0.021 0.003 0.048 17.8 0.25 0.44 0.13 0.0031 0.011 Cu：0.43 183 12.5 〇 〇 本發明例
2-13 0.010 0.21 0.15 0.025 0.004 0.049 17.8 0.20 0.44 0.20 0.0032 0.010 B：0.0015 154 15.0 〇 〇 本發明例
2-14 0.010 0.23 0.29 0.026 0.002 0.040 17.9 0.30 0.42 0.22 0.0033 0.009 Co：0.13，W：0.22，V：0.06 165 14.6 〇 〇 本發明例
2-15 0.010 0.22 0.16 0.028 0.002 0.047 17.7 0.28 0.42 0.13 0.0033 0.009 Mo：0.14，La：0.08，Ca：0.0020，Ce：0.012 177 12.7 〇 〇 本發明例
2-16 0.007 0.25 0.28 0.023 0.002 0.043 18.1 0.20 0.40 0.15 0.0039 0.012 Mo：0.07，V：0.15，Mg：0.0032 190 12.1 〇 〇 本發明例
2-17 0.012 0.22 0.23 0.024 0.001 0.042 17.9 0.21 0.40 0.25 0.0038 0.012 Cu：0.15，Mo：0.32，Zr：0.06，Y：0.03 Sn：0.28，Sb：0.27 163 10.1 〇 〇 本發明例
2-18 0.009 0.24 0.27 0.029 0.002 0.048 17.8 0.44 0.42 0.22 0.0033 0.010 - 356 21.7 〇 ▲ 比較例
2-19 0.011 0.25 0.28 0.020 0.004 0.048 17.8 0.24 0.63 0.25 0.0037 0.010 - 277 22.5 〇 ▲ 比較例
2-20 0.011 0.28 0.16 0.030 0.002 0.068 17.9 0.28 0.41 0.16 0.0031 0.008 - 438 18.6 〇 ▲ 比較例
2-21 0.012 0.22 0.18 0.025 0.002 0.021 17.8 0.26 0.44 0.19 0.0036 0.009 - 254 23.4 〇 ▲ 比較例
2-22 0.011 0.25 0.26 0.024 0.002 0.040 17.7 0.23 0.42 0.23 0.0061 0.011 - 391 19.1 〇 ▲ 比較例
2-23 0.009 0.23 0.18 0.028 0.003 0.043 17.7 0.24 0.41 0.15 0.0022 0.011 - 286 23.7 〇 ▲ 比較例
2-24 0.012 0.23 0.23 0.025 0.003 0.047 15.8 0.23 0.41 0.13 0.0030 0.011 - 154 13.8 ▲ 〇 比較例
※下劃線表示本發明之範圍外。 ※除上述成分組成以外之剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。
關於本發明鋼(試驗No.2-1～2-17)，可知：耐蝕性之評價為「〇」，且粗大析出物之數為300個以下，且粗大析出物之平均截面面積為20.0 μm2 以下，耐氫脆化特性之評價為「〇」，具有優異之耐蝕性，且耐氫脆化特性優異。
關於試驗No.2-18之比較例，由於Ti之含量高於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之數多於本發明之範圍，進而，粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-19之比較例，由於Nb之含量高於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-20之比較例，由於Al之含量高於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之數多於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-21之比較例，由於Al之含量低於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-22之比較例，由於O之含量高於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之數多於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-23之比較例，由於O之含量低於本發明之成分範圍，故而粗大析出物之平均截面面積大於本發明之範圍，耐氫脆化特性較差。 關於試驗No.2-24之比較例，由於Cr之含量低於本發明之成分範圍，故而耐蝕性較差。 (產業上之可利用性)
根據本發明，由於耐蝕性優異，且耐氫脆化特性優異，故而適合於消聲器隔斷器、鎖櫃、家電製品用零件、汽車排氣用配管、建築材料、排水槽之蓋、海上運輸用集裝箱、廚房機器、建築外裝材料、軌道車輛、電器裝置殼體外板、用水管、蓄水槽等暴露於氫侵入環境之加工構件。

Claims (6)

  1. 一種肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其具有，以質量%計含有C：0.001~0.020%、Si：0.10~0.60%、Mn：0.10~0.60%、P：0.040%以下、S：0.030%以下、Al：0.030~0.060%、Cr：16.5~19.0%、Ti：0.15~0.35%、Nb：0.30~0.60%、Ni：0.01~0.60%、O(氧)：0.0025~0.0050%、及N：0.001~0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質的成分組成，具有5.0μm2以上之截面面積之析出物於1mm2區間內為300個以下，且上述具有5.0μm2以上之截面面積之析出物之平均截面面積為20.0μm2以下。
  2. 如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，作為上述成分組成，進而以質量%計含有選自Cu：0.01~0.80%、Co：0.01~0.50%、 Mo：0.01~1.00%、W：0.01~0.50%、V：0.01~0.50%、及Zr：0.01~0.50%之中之1種或2種以上。
  3. 如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，作為上述成分組成，進而以質量%計含有選自B：0.0003~0.0030%、Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0003~0.0030%、Y：0.01~0.20%、REM(稀土類金屬)：0.01~0.10%、Sn：0.01~0.50%、及Sb：0.01~0.50%之中之1種或2種以上。
  4. 如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，使氫以0.30~0.60質量ppm之濃度侵入至鋼中時的鋼板之斷裂伸長率A(%)、與鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下時的鋼板之斷裂伸長率B(%)，係滿足以下之式(1)，斷裂伸長率B(%)-斷裂伸長率A(%)≦5(%)…式(1)。
  5. 如請求項3之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板，其中，使氫以0.30~0.60質量ppm之濃度侵入至鋼中時的鋼板之斷裂伸長率A(%)、與鋼中氫濃度為0.02質量ppm以下時的鋼板之斷裂伸長率B(%)，係滿足以下之式(1)， 斷裂伸長率B(%)-斷裂伸長率A(%)≦5(%)…式(1)。
  6. 一種請求項1至5中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼鋼板之製造方法，其包括：對具有上述成分組成之鋼坯進行熱軋而製成熱軋板之步驟；對上述熱軋板進行於940℃以上且980℃以下保持5~180秒之熱軋板退火，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；及對上述冷軋板進行於1000℃以上且1060℃以下保持5~180秒之冷軋板退火之步驟。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115287535B (zh) * 2022-07-14 2023-05-09 首钢集团有限公司 一种氢气输送管道用钢及其制备方法
CN115976410A (zh) * 2022-12-16 2023-04-18 烟台华新不锈钢有限公司 一种焊接用铁素体不锈钢及其生产制造方法
CN118600319B (zh) * 2024-05-31 2025-08-22 苏州大学 一种钇镁复合处理钛稳定化铁素体不锈钢及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW201005105A (en) * 2008-05-26 2010-02-01 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and ductile-fracture-stopping performance and process for producing the same
JP2011246764A (ja) * 2010-05-27 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2017135240A1 (ja) * 2016-02-02 2017-08-10 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス熱延鋼板及びその製造方法、並びにＮｂ含有フェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法
CN109072378A (zh) * 2016-03-30 2018-12-21 日新制钢株式会社 含有Nb的铁素体系不锈钢板及其制造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4312653B2 (ja) * 2004-04-28 2009-08-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱性および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
US20110005645A1 (en) 2008-02-29 2011-01-13 National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology Austenitic stainless steel, and method for removing hydrogen therefrom
JP5707671B2 (ja) 2009-03-31 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と製造性に優れたＮｂ添加フェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法
ES2836144T3 (es) 2011-02-17 2021-06-24 Nippon Steel & Sumikin Sst Hoja de acero inoxidable ferrítico de alta pureza con excelente resistencia a la oxidación y excelente resistencia mecánica a alta temperatura, y método para producirla
JP5793459B2 (ja) 2012-03-30 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた耐熱フェライト系ステンレス冷延鋼板、冷延素材用フェライト系ステンレス熱延鋼板及びそれらの製造方法
JP5904306B2 (ja) 2014-02-05 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板、その製造方法およびフェライト系ステンレス冷延焼鈍鋼板
KR20160076792A (ko) * 2014-12-23 2016-07-01 주식회사 포스코 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
EP3249067B1 (en) 2015-01-19 2020-11-11 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel for exhaust system member having excellent corrosion resistance after heating
US10501819B2 (en) 2015-03-06 2019-12-10 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation High-strength austenitic stainless steel having excellent hydrogen embrittlement resistance characteristics and method for producing same
KR102113416B1 (ko) * 2016-03-29 2020-05-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판
US20200002779A1 (en) * 2017-01-26 2020-01-02 Jfe Steel Corporation Hot-rolled ferritic stainless steel sheet and method for manufacturing same
JP6881119B2 (ja) 2017-07-14 2021-06-02 大同特殊鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼及び耐熱部材

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW201005105A (en) * 2008-05-26 2010-02-01 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and ductile-fracture-stopping performance and process for producing the same
JP2011246764A (ja) * 2010-05-27 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2017135240A1 (ja) * 2016-02-02 2017-08-10 日新製鋼株式会社 Ｎｂ含有フェライト系ステンレス熱延鋼板及びその製造方法、並びにＮｂ含有フェライト系ステンレス冷延鋼板及びその製造方法
CN109072378A (zh) * 2016-03-30 2018-12-21 日新制钢株式会社 含有Nb的铁素体系不锈钢板及其制造方法

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