鐵素體系不銹鋼及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種具有充分的耐蝕性及優(yōu)異的成形性的鐵素體系不銹鋼及其制造方法。本發(fā)明的鐵素體系不銹鋼以質(zhì)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％，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，El≥25％、平均r值≥0.70且|Δr|≤0.20。
【專利說明】
鐵素體系不誘鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001 ]本發(fā)明設(shè)及成形性優(yōu)異的鐵素體系不誘鋼及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 在鐵素體系不誘鋼中，日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)JIS G 4305所規(guī)定的洲S430Q6~ISmass% 化)因廉價且耐蝕性優(yōu)異而使用于建材、輸送設(shè)備、家電產(chǎn)品、廚房器具、汽車部件等各種用 途，其適用范圍在近年來進(jìn)一步不斷擴(kuò)大。為了適用于運(yùn)些用途，不僅要求耐蝕性，還要求 能夠加工成規(guī)定形狀的充分的成形性(伸長率大（W下，有時將伸長率大稱為具有延性）、平 均塑性應(yīng)變比（W下，有時稱為平均r值)大、r值的面內(nèi)各向異性(in P1 ane ani SOtropy)的 絕對值(W下，有時稱為I Arl)?。?。
[0003] 針對上述要求，在專利文獻(xiàn)1中，公開了一種成形性及抗皺特性（ridging resis1:ance)優(yōu)異的鐵素體系不誘鋼，其特征在于，W質(zhì)量％計，含有C:0.02~0.06%、Si: 1.0% W下、Mn:1.0% W下、P:0.05% W下、S:0.01 % W下、Al :0.005% W下、Ti :0.005% W 下、Cr:ll~30%、Ni:0.7%W下，且滿足0.06《（C+N)《0.12、l《N/C及1.5X10-3《（VXN) 《1.5X1(^ 2(C、N、V分別表示各元素的質(zhì)量％)。然而，在專利文獻(xiàn)1中，關(guān)于各向異性沒有任 何記載。另外，在熱社后需要進(jìn)行所謂的裝箱退火(box annealing)(例如，860°C下8小時的 退火）。運(yùn)樣的裝箱退火若包括加熱、冷卻的過程則要花費(fèi)一周左右的時間，生產(chǎn)率低。
[0004] 另一方面，在專利文獻(xiàn)2中，公開了一種加工性和表面性能優(yōu)異的鐵素體系不誘 鋼，其特征在于，對W質(zhì)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%的鋼進(jìn)行熱社后，使用箱型爐或AP生產(chǎn)線(annealing and pickling line,退 火酸洗生產(chǎn)線）的連續(xù)爐，在鐵素體單相溫度范圍進(jìn)行熱社板退火，進(jìn)一步進(jìn)行冷社及終社 退火。然而，在使用箱型爐的情況下，與上述專利文獻(xiàn)1同樣地存在生產(chǎn)率低的問題。另外， 關(guān)于伸長率沒有任何記載，但在連續(xù)退火爐中在鐵素體單相溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱社板退火的 情況下，由于退火溫度低，從而再結(jié)晶不充分，與在鐵素體單相溫度范圍內(nèi)進(jìn)行裝箱退火的 情況相比伸長率降低。另外，通常，專利文獻(xiàn)2那樣的鐵素體系不誘鋼在鑄造或熱社時會生 成具有類似的晶體取向的晶粒群(領(lǐng)域(colony))，存在I Ar I變大的問題。
[0005] 在先技術(shù)文獻(xiàn)
[0006] 專利文獻(xiàn)
[0007] 專利文獻(xiàn)1:日本專利第3584881號公報（日本再公表W000/60134號）
[000引專利文獻(xiàn)2:日本專利第3581801號公報（日本特開2001-3134號）

【發(fā)明內(nèi)容】

[0009]本發(fā)明的目的在于，解決上述課題，提供一種具有充分的耐蝕性及優(yōu)異的成形性 的鐵素體系不誘鋼及其制造方法。
[0010] 需要說明的是，在本發(fā)明中，充分的耐蝕性是指，對于在利用#600的砂紙對表面完 成研磨后將端面部密封(seal)的鋼板，進(jìn)行8個循環(huán)的JIS H 8502中規(guī)定的鹽水噴霧循環(huán) 試驗(yàn)（將（鹽水噴霧（35°C、5質(zhì)量％^Cl、噴霧化)一干燥(60°C、相對濕度40%、4h)一濕潤 (50°C、相對濕度>95%、2h))作為一個循環(huán)的試驗(yàn)），該情況下的鋼板表面上的生誘面積率 (=生誘面積/鋼板整體面積Xl 00[%])為25%W下。
[0011] 另外，優(yōu)異的成形性是指，在依照J(rèn)IS Z 2241的拉伸試驗(yàn)中的斷裂伸長率為25% W上，在依照J(rèn)IS Z 2241的拉伸試驗(yàn)中施加15%的應(yīng)變時的由下述（1)式計算的平均塑性 應(yīng)變比（W下稱為平均r值)為0.70W上且由下述(2)式計算出的r值的面內(nèi)各向異性（W下 稱為Ar)的絕對值（I Arl)為0.20W下。
[0012] 平均r值=(rL+2XrD+rc)/4 (1)
[0013] Ar=(孔一2XrD 甘 c)/2 (2)
[0014] 在此，是在與社制方向平行的方向上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時的r值，ro是在相對于社制 方向?yàn)?5°的方向上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時的r值，rc是在與社制方向成直角的方向上進(jìn)行拉伸試 驗(yàn)時的HI。
[0015] 為了解決課題而進(jìn)行了研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，對于適當(dāng)成分的鐵素體系不誘鋼，在對熱 社后的鋼板進(jìn)行冷社之前，在成為鐵素體相和奧氏體相的雙相的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行退火，由 此能夠得到具有充分的耐蝕性且成形性優(yōu)異的鐵素體系不誘鋼。
[0016] 本發(fā)明是基于W上見解而完成的，其主旨如下所述。
[0017] [U-種鐵素體系不誘鋼，W質(zhì)量％計，含有C:0.005~0.05%、Si :0.02~0.50%、 Mn:0.05~1.0%、P:0.04% W下、S:0.01 % W下、Cr :15.5~18.0%、A1:0.001~0.10%、N: 0.01~0.06%，余量為化及不可避免的雜質(zhì)，El>25%、平均r值>0.70且I Ar I《0.20。
[001引 [2]-種鐵素體系不誘鋼，W質(zhì)量％計，含有C:0.01~0.05%、Si :0.02~0.50%、 Mn:0.2~1.0%、P:0.04% W下、S:0.01 % W下、Cr :16.0~18.0%、A1:0.001~0.10%、N: 0.01~0.06%，余量為化及不可避免的雜質(zhì)，El>25%、平均r值>0.70且I Ar I《0.20。
[0019] [3]根據(jù)上述[1]或[2]所述的鐵素體系不誘鋼，其中，W質(zhì)量％計，還含有選自Cu: 0.1 ~1.0%、Ni :0.1 ~1.0%、Mo:0.1 ~0.5%、Co:0.01 ~0.5% 中的一種或兩種W上。
[0020] [4]根據(jù)上述[1]~[3]中任一項(xiàng)所述的鐵素體系不誘鋼，其中，W質(zhì)量％計，還含 有選自 V:0.01 ~0.25%'Ti :0.001 ~0.10%、抓：0.001 ~0.10%'Mg:0.0002~0.0050%、B: 0.0002~0.0050%、REM:0.01 ~0.10% 中的一種或兩種W上。
[0021] [5]-種鐵素體系不誘鋼的制造方法，對具有上述[1]至[4]中任一項(xiàng)所述的組成 的鋼板巧實(shí)施熱社，接著進(jìn)行在900~IOOCTC的溫度范圍保持5秒~15分鐘的退火而制成熱 社退火板，接著實(shí)施冷社，隨后進(jìn)行在800~950°C的溫度范圍保持5秒~5分鐘的冷社板退 火。
[0022] 發(fā)明效果
[0023] 根據(jù)本發(fā)明，能夠得到具有充分的耐蝕性及優(yōu)異的成形性的鐵素體系不誘鋼。
【具體實(shí)施方式】
[0024] W下，詳細(xì)地說明本發(fā)明。
[0025] 本發(fā)明的鐵素體系不誘鋼W通過沖壓加工在建材部件、家電產(chǎn)品的部件、廚房器 具、汽車部件等各種用途中使用為目的。為了適用于運(yùn)些用途，要求具有充分的成形性(伸 長率及平均r值大、且I Arl?。?。
[0026] 例如，對于鼓凸成形的球形的換氣口防護(hù)罩，若拉伸特性不足，貝在成形時會在伸 長率最差的方向上產(chǎn)生頸縮(necking)或斷裂從而無法成形。另外，存在W成形后的鼓出部 的板厚根據(jù)成形前的鋼板的方向不同而有很大差異為起因而導(dǎo)致產(chǎn)品外觀惡化的情況?；?者，對于通過拉深加工等制造的大型罐，在平均r值低的情況下會產(chǎn)生頸縮或斷裂，從而無 法成形為規(guī)定的產(chǎn)品形狀。存在罐的主體部分的板厚根據(jù)部位不同而有很大差異從而產(chǎn)生 導(dǎo)熱特性上的不良的情況。或者，在進(jìn)行基于拉深加工的成形的情況下，若I Ar I大則成形 后的制耳變大，從而產(chǎn)生因成形后的修整(trimming)工序的追加導(dǎo)致的制造成本的增加、 W及因切除的鋼板的量變大而導(dǎo)致的產(chǎn)品成品率的降低。因此，期望拉伸率及平均r值大、 且I Arl小。但是，通常，若平均r值變大則I Arl也變大。因此，本申請發(fā)明人對在建材、輸送 設(shè)備、家電產(chǎn)品、廚房設(shè)備、汽車部件等各種用途中使用的沖壓成形加工品進(jìn)行了深入研 究，發(fā)現(xiàn)若同時滿足El >25%、平均r值>0.70、且I A r I《0.20，則多數(shù)加工品能夠沖壓成 形。
[0027] 在鐵素體系不誘鋼中，日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)JIS G 4305中規(guī)定的洲S430LX(16mass% 化一〇.15111日33%1'1或16111日33%化一〇.4111日38%師）、洲54361^18111日33%化一1.〇111日38%]\1〇-0.25mass%Ti)等含有大量的Ti或Nb,具有伸長率化1)及平均r值優(yōu)異的成形性，被使用于 多種用途。然而，運(yùn)些鋼種因含有大量的Ti或Nb而存在導(dǎo)致原料成本和制造成本高、價格高 的問題。另一方面，鐵素體系不誘鋼中生產(chǎn)最多的SUS430(16mass%)并未含有大量的Ti或 抓，因此比洲S430LX和洲S436L廉價，但成形性比洲S430LX和洲S436L差。因此，追求提高了 成形性的SUS430。
[002引因此，本申請發(fā)明人對得到W不含大量的Ti或Nb的洲S430(16mass%)系的成分來 滿足El>25%、平均r值>0.70、I Arl《0.20的鐵素體系不誘鋼的方法進(jìn)行了深入研究。另 夕h在對熱社后的鐵素體系不誘鋼板進(jìn)行冷社之前進(jìn)行退火（W下，稱為熱社板退火）的方 法包括裝箱退火(批次退火)和連續(xù)退火，對不采用需要長時間且生產(chǎn)率低的裝箱退火、而 是通過生產(chǎn)率高的連續(xù)退火來得到規(guī)定的成形性的方法進(jìn)行了研究。
[0029] 使用連續(xù)退火爐的現(xiàn)有技術(shù)中的課題是，由于在鐵素體單相溫度范圍內(nèi)進(jìn)行熱社 板退火，所W未進(jìn)行充分的再結(jié)晶，無法得到充分的伸長率，并且領(lǐng)域殘存直至冷社板退火 后，從而I Arl大。因此，本申請發(fā)明人考慮在鐵素體相和奧氏體相的雙相區(qū)進(jìn)行熱社板退 火后，利用常用方法進(jìn)行冷社W及冷社板退火，最終再次成為鐵素體單相組織。即，通過在 比鐵素體單相溫度區(qū)高溫的鐵素體相和奧氏體相的雙相區(qū)進(jìn)行熱社板退火，會促進(jìn)鐵素體 相的再結(jié)晶，因此能夠避免因熱社而被導(dǎo)入了加工應(yīng)變的鐵素體晶粒殘存至冷社板退火 后，從而冷社板退火后的伸長率提高。另外，在通過熱社板退火而從鐵素體相生成奧氏體相 時，奧氏體相W具有與退火前的鐵素體相不同的晶體取向的方式生成，因此鐵素體相的領(lǐng) 域被有效地破壞。因此，在進(jìn)行了冷社及冷社板退火后的冷社退火板的金屬組織中，使r值 提高的T纖維織構(gòu)（T -fiber texture)發(fā)育。另外，領(lǐng)域被分隔，金屬組織的各向異性得 到緩和，從而能得到I A r I變小運(yùn)一優(yōu)異特性。
[0030] 另外，若對含有馬氏體相的熱社退火板進(jìn)行冷社，則由于馬氏體相比鐵素體相硬 質(zhì)，所W馬氏體相附近的鐵素體相優(yōu)先發(fā)生變形而社制應(yīng)變集中，冷社板退火時的再結(jié)晶 部位進(jìn)一步增加。由此，進(jìn)一步促進(jìn)冷社板退火時的再結(jié)晶，冷社板退火后的金屬組織的各 向異性進(jìn)一步得到緩和。
[0031] 另外，關(guān)于各種成分而對雙相區(qū)熱社板退火的效果進(jìn)行了詳細(xì)研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，即 使未含有大量的Ti或師，通過恰當(dāng)?shù)某煞郑材軌虻玫缴扉L率化1)為25% W上、平均r值為 0.70 W上、I A r I為0.20 W下運(yùn)樣的優(yōu)異的成形性。
[0032] 接下來，說明本發(fā)明的鐵素體系不誘鋼的成分組成。W下，如果沒有特別限定， 則％表示質(zhì)量％。
[0033] C:0.005 ~0.05%
[0034] C具有促進(jìn)奧氏體相的生成、使在熱社板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的雙相 溫度范圍擴(kuò)大的效果。為了得到該效果，需要含有0.005% W上。但是，若C量超過0.05%，貝。 鋼板會硬質(zhì)化而導(dǎo)致延性降低。因此，C量設(shè)為0.005~0.05%的范圍。下限優(yōu)選為0.0 l %， 更優(yōu)選為0.0 l5%。上限優(yōu)選為0.035%，更優(yōu)選為0.03%，進(jìn)一步優(yōu)選為0.025%。
[0035] Si:0.02 ~0.50%
[0036] Si是鋼烙鑄時作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。為了得到該效果，需要含有0.02% W 上。然而，Si量若超過0.50%，則鋼板硬質(zhì)化從而熱社時的社制負(fù)荷增大。另外，冷社板退火 后的延性降低。因此，Si量設(shè)為0.02~0.50%的范圍。優(yōu)選為0.10~0.50%的范圍。更優(yōu)選 為0.25~0.35%的范圍。
[0037] Mn:0.05 ~1.0%
[0038] Mn與C同樣地具有促進(jìn)奧氏體相的生成、使在熱社板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏 體相的雙相溫度范圍擴(kuò)大的效果。為了得到該效果，需要含有0.05% W上。然而，若Mn量超 過1.0%則MnS的生成量增加而使耐蝕性降低。因此，Mn量設(shè)為0.05~1.0%的范圍。下限優(yōu) 選為0.1 %，更優(yōu)選為0.2 %。上限優(yōu)選為0.8 %，更優(yōu)選為0.35 %，進(jìn)一步優(yōu)選為0.3 %。
[0039] P:〇.〇4%W 下
[0040] P是促使因晶界偏析而產(chǎn)生的晶界破壞的元素，因此含量越低越好，上限設(shè)為 0.04%。優(yōu)選為0.03% W下。更優(yōu)選為0.01 % W下。
[0041 ] S:0.01%W 下
[0042] S是成為MnS等硫化物系夾雜物而存在并使延性、耐蝕性等降低的元素。尤其是在 含量超過0.01%的情況下運(yùn)些惡劣影響顯著產(chǎn)生。因此希望S量越低越好，在本發(fā)明中，將S 量的上限設(shè)為0.0 l %。優(yōu)選為0.007% W下。更優(yōu)選為0.005% W下。
[0043] Cr:15.5 ~18.0%
[0044] Cr是具有在鋼板表面形成純化膜而使耐蝕性提高的效果的元素。為了得到該效 果，需要使Cr量為15.5% W上。然而，若Cr量超過18.0%，則在熱社板退火時奧氏體相的生 成變得不充分，無法得到規(guī)定的材料特性。因此，Cr量設(shè)為15.5~18.0%的范圍。優(yōu)選為 16.0~18.0%的范圍。更優(yōu)選為16.0~17.2%的范圍。
[0045] Al:0.001 ~0.10%
[0046] Al與Si同樣地是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。為了得到該效果，需要含有0.001% W上。然而，若Al量超過0.10%，則Ab化等Al系夾雜物增加，表面性能容易降低。因此，Al量 設(shè)為0.001~0.10 %的范圍。優(yōu)選為0.001~0.05 %的范圍。更優(yōu)選為0.001~0.03 %的范 圍。
[0047] N:0.01 ~0.06%
[0048] N與C、Mn同樣地具有促進(jìn)奧氏體相的生成、使在熱社板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧 氏體相的雙相溫度范圍擴(kuò)大的效果。為了得到該效果，需要使N量在0.01% W上。然而，若N 量超過0.06%則延性顯著降低，并且因助長Cr氮化物的析出而導(dǎo)致耐蝕性的降低。因此，N 量設(shè)為0.01~0.06%的范圍。優(yōu)選為0.01~0.05%的范圍。更優(yōu)選為0.02~0.04%的范圍。
[0049] 余量為化及不可避免的雜質(zhì)。
[0050] 通過W上的成分組成能夠得到本發(fā)明的效果，但也能夠W使制造性或材料特性提 高的目的而進(jìn)一步含有W下的元素。
[0051] 選自Cu:0.1 ~1.0%、Ni :0.1 ~1.0%、Mo:0.1 ~0.5%、Co:0.01 ~0.5% 中的一種 或兩種W上
[0052] Cu及Ni均是使耐蝕性提高的元素，尤其是在要求高耐蝕性的情況下含有是有效 的。另外，Cu及Ni具有促進(jìn)奧氏體相的生成、使在熱社板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的 雙相溫度范圍擴(kuò)大的效果。運(yùn)些效果在Cu及Ni各自含有0.1 % W上的情況下顯著。然而，若 Cu含量超過1.0%則存在熱加工性降低的情況，從而不理想。因此，在含有Cu的情況下將其 設(shè)為0.1~1.0%。優(yōu)選為0.2~0.8%的范圍。更優(yōu)選為0.3~0.5%的范圍。若Ni含量超過 1.0%則加工性降低，從而不理想。因此，在含有Ni的情況下將其設(shè)為0.1~1.0%。優(yōu)選為 0.1~0.6%的范圍。更優(yōu)選為0.1~0.3%的范圍。
[0053] Mo是使耐蝕性提高的元素，尤其是在要求高耐蝕性的情況下含有Mo是有效的。該 效果在含有0.1 % W上的Mo時變得顯著。但是，若Mo含量超過0.5 %則熱社板退火時奧氏體 相的生成變得不充分，無法得到規(guī)定的材料特性，從而不理想。因此，在含有Mo的情況下將 其設(shè)為0.1~0.5%。優(yōu)選為0.1~0.3%的范圍。
[0054] Co是使初性提高的元素。通過含有0.01% W上的Co而得到該效果。另一方面，若Co 含量超過0.5%則會使制造性降低。因此，在含有Co的情況下將其含量設(shè)為0.0 l~0.5%的 范圍。
[0055] 選自 V: 0.01~0.25%'Ti :0.001~0.10%、加：0.001 ~0.10%'Mg :0.0002 ~ 0.0050%、B:0.0002~0.0050%、REM:0.01 ~0.10%、Ca:0.0002~0.0020% 中的一種或兩 種W上
[0056] V:〇.〇l ~0.25%
[0057] V與鋼中的C及N化合而減少固溶C、N。由此，使平均r值提高。另外，V控制熱社板中 的碳氮化物析出舉動來抑制W熱社、退火為起因產(chǎn)生的線狀缺陷從而改善表面性能。為了 得到運(yùn)些效果，V量需要含有0.01% W上。然而，若V量超過0.25%，則加工性降低并且招致 制造成本上升。因此，在含有V的情況下將其設(shè)為0.01~0.25 %的范圍。優(yōu)選為0.03~ 0.20%的范圍。更優(yōu)選為0.05~0.15%的范圍。
[005引 Ti :0.001 ~0.10%、佩：0.001 ~0.10%、
[0059] Ti及Nb與V同樣地，是與C及N的親和力高的元素，具有在熱社時作為碳化物或氮化 物析出，使母相中的固溶C、N減少，使冷社板退火后的加工性提高的效果。為了得到運(yùn)些效 果，需要含有0.001 % W上的Ti、0.0 Ol % W上的師。然而，若Ti量超過0.10 %或師量超過 0.10%，則無法通過過剩的TiN及NbC的析出得到更良好的表面性能。因此，在含有Ti的情況 下將其設(shè)為0.0 Ol~0.10%的范圍，在含有Nb的情況下將其設(shè)為0.0 Ol~0.10 %的范圍。Ti 量優(yōu)選為0.001~0.015%的范圍。更優(yōu)選為0.003~0.010 %的范圍。Nb量優(yōu)選為0.001~ 0.025%的范圍。更優(yōu)選為0.005~0.020%的范圍。
[0060] Mg :0.0002~0.0050 %
[0061] Mg是具有使熱加工性提高的效果的元素。為了得到該效果，需要含有0.0002% W 上。然而，若Mg量超過0.0050%，則表面質(zhì)量降低。因此，在含有Mg的情況下將其設(shè)為0.0002 ~0.0050 %的范圍。優(yōu)選為0.0005~0.0035 %的范圍。更優(yōu)選為0.0005~0.0020 %的范圍。
[0062] B:0.0002 ~0.0050%
[0063] B是對于防止低溫二次加工脆化有效的元素。為了得到該效果，需要含有0.0002% W上。然而，若B量超過0.0050%，則熱加工性降低。因此，在含有B的情況下將其設(shè)為0.0002 ~0.0050 %的范圍。優(yōu)選為0.0005~0.0035 %的范圍。更優(yōu)選為0.0005~0.0020 %的范圍。
[0064] REM :0.01 ~0.10 %
[0065] 服M是使耐氧化性提高的元素，尤其是具有抑制焊接部的氧化皮膜形成從而使焊 接部的耐蝕性提高的效果。為了得到該效果，需要含有0.01 % W上。然而，若含有超過 0.10%，則會使冷社板退火時的酸洗性等制造性降低。另外，由于REM是高價的元素，所W若 過度含有會招致制造成本的增加從而不理想。因此，在含有服M的情況下將其設(shè)為0.01~ 0.10%的范圍。
[0066] Ca :0.0002~0.0020 %
[0067] 化是對于防止因在連續(xù)鑄造時容易產(chǎn)生的Ti系夾雜物的結(jié)晶導(dǎo)致噴嘴堵塞而有 效的成分。為了得到該效果，需要含有0.0002% W上。但是，若化量超過0.0020%則會生成 CaS從而耐蝕性降低。因此，在含有化的情況下將其設(shè)為0.0002~0.0020 %的范圍。優(yōu)選為 0.0005~0.0015%的范圍。更優(yōu)選為0.0005~0.0010%的范圍。
[0068] 接下來，說明本發(fā)明的鐵素體系不誘鋼的制造方法。
[0069] 本發(fā)明的鐵素體系不誘鋼通過如下步驟而得到:對具有上述成分組成的鋼板巧實(shí) 施熱社，接著進(jìn)行在900~1000°C的溫度范圍內(nèi)保持5秒~15分鐘的熱社板退火而制成熱社 退火板，接著實(shí)施冷社，隨后進(jìn)行在800~950°C的溫度范圍內(nèi)保持5秒~5分鐘的冷社板退 火。
[0070] 首先，通過轉(zhuǎn)爐、電爐、真空烙爐等公知的方法對由上述成分組成構(gòu)成的鋼液進(jìn)行 烙鑄，并通過連續(xù)鑄造法或鑄錠一開巧法（ingot casting and blooming method)制成鋼 原料(板巧）。將該板巧在1100~1250 °C下加熱I~24小時再進(jìn)行熱社而制成熱社板，或者不 進(jìn)行加熱而W鑄造狀態(tài)直接進(jìn)行熱社而制成熱社板。
[0071] 接著，進(jìn)行熱社。在卷繞中，優(yōu)選將卷繞溫度設(shè)為50(TCW上85(TCW下。若卷繞溫 度低于500°C則卷繞后的再結(jié)晶變得不充分從而存在冷社板退火后的延性降低的情況，因 此不理想。若卷繞溫度超過850°C則粒徑變大，存在沖壓加工時產(chǎn)生表面劣化的情況。因此， 卷繞溫度優(yōu)選為500~850°C的范圍。
[0072] 之后，進(jìn)行熱社板退火（即，在成為鐵素體相和奧氏體相的雙相區(qū)溫度的900~ 1000°C的溫度下保持5秒~15分鐘）。
[0073] 接著，根據(jù)需要實(shí)施酸洗，進(jìn)行冷社及冷社板退火。進(jìn)一步地，根據(jù)需要實(shí)施酸洗 而制成廣品。
[0074] 關(guān)于冷社，從拉伸性、彎曲性、沖壓成形性及形狀矯正的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選W50% W 上的壓下率進(jìn)行。另外，在本發(fā)明中，可W反復(fù)實(shí)施2次W上的冷社一退火。
[0075] 關(guān)于冷社板的退火，為了得到良好的成形性而在800~950°C的溫度下保持5秒~5 分鐘。另外，為了進(jìn)一步追求光澤也可W進(jìn)行BA退火(光亮退火）。
[0076] 此外，為了進(jìn)一步提高表面性能，可W實(shí)施磨削、研磨等。
[0077] W下說明制造條件的優(yōu)選的限定理由。
[0078] 在900~1000°C的溫度下保持5秒~15分鐘保持的熱社板退火
[0079] 熱社板退火是本發(fā)明為了得到優(yōu)異的成形性而極其重要的工序。若熱社板退火溫 度低于900°C，則無法產(chǎn)生充分的再結(jié)晶，并且由于是鐵素體單相區(qū)，所W無法得到通過雙 相區(qū)退火而顯現(xiàn)的本發(fā)明的效果。然而，若熱社板退火溫度超過l〇〇〇°C，則奧氏體相的生成 量減少。因此，在熱社板退火后生成的馬氏體相的量減少，無法充分得到基于在對包含鐵素 體相和馬氏體相的金屬組織進(jìn)行冷社時社制應(yīng)變向馬氏體相附近的鐵素體相集中而實(shí)現(xiàn) 的金屬組織的各向異性緩和效果，從而無法得到規(guī)定的I A r I。在退火時間小于5秒的情況 下，即使在規(guī)定的溫度下進(jìn)行退火也不會充分地產(chǎn)生奧氏體相的生成和鐵素體相的再結(jié) 晶，從而無法得到期望的成形性。另一方面，若退火時間超過15分鐘，貝化r的碳氮化物的一 部分發(fā)生固溶而促進(jìn)C向奧氏體相中的濃縮，從而產(chǎn)生過度的C向馬氏體相(其是在熱社板 退火后奧氏體相發(fā)生相變而生成的）的濃縮。該馬氏體相在冷社板退火時分解為碳化物和 鐵素體相，從而向包含大量碳化物的鐵素體相變化。由此，冷社板退火后的金屬組織成為因 熱社板退火時為鐵素體相從而晶粒內(nèi)及晶界上的碳化物少的鐵素體晶粒、與因熱社板退火 時為奧氏體相從而晶粒內(nèi)及晶界上的碳化物過度地多的鐵素體晶的混粒組織。在成為運(yùn)樣 的金屬組織的情況下，由于碳化物少的晶粒與碳化物多的晶粒之間的硬度差，而導(dǎo)致成形 時變形應(yīng)變集中在兩者的晶粒的界面處，從而促進(jìn)W晶界上的碳化物為起點(diǎn)的空隙(void) 的生成，使延性降低。因此，熱社板退火在900~1000°C的溫度下保持5秒~15分鐘。優(yōu)選在 910~960°C的溫度下保持15秒~3分鐘。
[0080] 在800~950°C的溫度下保持5秒~5分鐘的冷社板退火
[0081] 冷社板退火是為了使在熱社板退火中形成的鐵素體相和馬氏體相的雙相組織成 為鐵素體單相組織而重要的工序。若冷社板退火溫度低于80(TC，則再結(jié)晶無法充分地產(chǎn)生 從而無法得到規(guī)定的延性及平均r值。另一方面，在冷社板退火溫度超過950°C的情況下，在 該溫度成為鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度范圍的鋼成分中，在冷社板退火后生成馬氏體 相，因此鋼板硬質(zhì)化，無法得到規(guī)定的延性。另外，即使是該溫度成為鐵素體單相溫度范圍 的鋼成分，也會因晶粒的顯著粗大化而導(dǎo)致鋼板的光澤度降低，因此從表面質(zhì)量的觀點(diǎn)出 發(fā)不理想。在退火時間不足5秒的情況下，即使在規(guī)定的溫度下進(jìn)行退火也無法充分地產(chǎn)生 鐵素體相的再結(jié)晶，從而無法得到規(guī)定的延性及平均r值。若退火時間超過5分鐘，則晶粒顯 著粗大化，鋼板的光澤度降低，因此從表面質(zhì)量的觀點(diǎn)出發(fā)不理想。因此，冷社板退火設(shè)為 在800~950 °C的范圍內(nèi)保持5秒~5分鐘。優(yōu)選在850 °C~900 °C下保持15秒~3分鐘。
[0082] 實(shí)施例1
[0083] W下，通過實(shí)施例詳細(xì)地說明本發(fā)明。
[0084] 通過50kg小型真空烙爐對具有表1所示的化學(xué)組成的不誘鋼進(jìn)行烙鑄。將運(yùn)些鋼 錠在115(TC下加熱化后，實(shí)施熱社而制成3.5mm厚的熱社板。接著，W表2所記載的條件對運(yùn) 些熱社板實(shí)施熱社板退火，隨后對表面進(jìn)行噴砂處理和基于酸洗的除氧化皮。進(jìn)一步地，冷 社至0.7mm的板厚，隨后W表2所記載的條件進(jìn)行冷社板退火，之后進(jìn)行基于酸洗的除氧化 皮處理，得到冷社酸洗退火板。
[0085] 關(guān)于運(yùn)樣得到的冷社酸洗退火板進(jìn)行W下的評價。
[0086] (1)延性的評價
[0087] 從冷社酸洗退火板沿L方向（與社制方向平行）、D方向（與社制方向成45° )及C方向 (與社制方向成直角）采集JIS 13B號拉伸試驗(yàn)片，按照J(rèn)IS Z2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測定斷裂 伸長率，將各方向的斷裂伸長率為25% W上的情況設(shè)為合格（O)，將斷裂伸長率即使在一 個方向上小于25%的情況設(shè)為不合格（X )。
[0088] (2)平均r值及I A r I的評價
[0089] 從冷社酸洗退火板沿相對于社制方向平行化方向）、成45° (D方向）及成直角（C方 向）的方向采集JIS 13B號拉伸試驗(yàn)片，進(jìn)行按照J(rèn)IS Z2241的拉伸試驗(yàn)直至到達(dá)應(yīng)變15% 而中斷，測定各方向的r值并算出平均r值（ = (a+2rD+rc)/4)及r值的面內(nèi)各向異性（Ar = (孔一2r〇+rc) /2)的絕對值（I A r I )。在此，孔、ro、rc分別為L方向、D方向及C方向的r值。關(guān)于 平均r值，將0.70W上設(shè)為合格（〇)，將小于0.70設(shè)為不合格（X)。關(guān)于I Arl,將0.20W下 設(shè)為合格(O)，將超過0.20設(shè)為不合格（X )。
[0090] (3)耐蝕性的評價
[0091] 從冷社酸洗退火板采集60X IOOmm的試驗(yàn)片，在利用#600的砂紙對表面完成研磨 后將端面部密封而制作試驗(yàn)片，供于JIS H 8502所規(guī)定的鹽水噴霧循環(huán)試驗(yàn)。關(guān)于鹽水噴 霧循環(huán)試驗(yàn)，將鹽水噴霧（5質(zhì)量％ 35 °C、噴霧化)一干燥(60°C、4h、相對濕度40%)一 濕潤(50°C、2h、相對濕度>95% )作為1個循環(huán)，進(jìn)行8個循環(huán)。
[0092] 對實(shí)施了 8個循環(huán)的鹽水噴霧循環(huán)試驗(yàn)后的試驗(yàn)片表面拍攝照片，通過圖像分析 測定試驗(yàn)片表面的生誘面積，根據(jù)生誘面積與試驗(yàn)片整體面積的比例算出生誘面積率（（試 驗(yàn)片中的生誘面積/試驗(yàn)片整體面積）X 100[ % ])。將生誘面積率為10% W下設(shè)為特別優(yōu)異 的耐蝕性且合格(◎)，將生誘面積率大于10%且為25% W下設(shè)為合格（O)，將生誘面積率 大于25%設(shè)為不合格（X )。
[0093] 將評價結(jié)果與熱社板退火條件及冷社板退火條件一并示于表2。
[0094] [表1]
[0095]
[0096] L 表2」
[00971
[0098] 下劃線表示不在本發(fā)明的范圍內(nèi)。
[0099] 在鋼成分及制造方法均滿足本發(fā)明的范圍的No. 1~14、20~30及40~52中，確認(rèn) 到斷裂伸長率為25% W上、平均r值為0.70 W上、I A r I為0.20 W下運(yùn)樣的優(yōu)異的成形性。另 夕h關(guān)于耐蝕性，也得到實(shí)施了 8個循環(huán)的鹽水噴霧循環(huán)試驗(yàn)后的試驗(yàn)片表面的生誘面積率 均為25%W下運(yùn)樣的良好特性。
[0100] 尤其是在與含有0.4%的Ni的鋼D及AC、含有0.3%的Cu的鋼F、含有0.4%的化的鋼 AR、含有0.3%的齡的鋼0及鋼41對應(yīng)的齡.4、齡.22、齡.6、齡.50、齡.7及齡.41中，鹽水噴霧 循環(huán)試驗(yàn)后的生誘面積率為10 % W下，耐蝕性進(jìn)一步提高。
[0101] 另一方面，在Cr含量低于本發(fā)明范圍的No. 15中，雖然得到規(guī)定的延性、平均r值及 Arl，但由于化含量不足，所W未得到規(guī)定的耐蝕性。
[0102] 在Cr含量超過本發(fā)明范圍的No. 16中，雖然得到了充分的耐蝕性，但由于過剩地含 有化，所W在熱社板退火時未生成奧氏體相，從而未能得到規(guī)定的平均r值及I Arl。
[0103] 在C量超過本發(fā)明范圍的No.17中，雖然得到了規(guī)定的平均r值及I Arl，但由于固 溶C量增加，所W鋼板強(qiáng)度顯著上升，未得到規(guī)定的延性。
[0104] 另一方面，在C量低于本發(fā)明范圍的No. 18中，基于C實(shí)現(xiàn)的奧氏體相的穩(wěn)定化不充 分，因此在熱社板退火中未生成足夠量的奧氏體相，從而未能得到規(guī)定的平均r值及I A r I。 [01化]在熱社板退火溫度低至875°C的No. 19或低至87rC的No.35中，熱社板退火溫度成 為鐵素體單相溫度而成為奧氏體相，因此在熱社板退火后未生成馬氏體相，無法得到通過 對包含馬氏體的鋼板進(jìn)行冷社而得到的規(guī)定的金屬組織的各向異性緩和效果，從而未得到 規(guī)定的I A r I。在熱社板退火溫度高至1014°C的No. 31或高至101 rC的No. 36中，在退火溫度 下生成的奧氏體相的量減少，在熱社板退火后生成的馬氏體相的量減少，因此無法得到基 于之后的冷社實(shí)現(xiàn)的規(guī)定的金屬組織的各向異性緩和效果，從而未得到規(guī)定的I A r I。在熱 社板退火時間短至1秒的No.32及No.37中，未產(chǎn)生奧氏體相的生成和充分的再結(jié)晶，因此未 得到規(guī)定的延性、平均r值及I A r I。在冷社板退火溫度低至780°C的No . 33及No. 38中，再結(jié) 晶未充分地產(chǎn)生，殘存有基于冷社的加工組織，結(jié)果，未得到規(guī)定的延性及平均r值。在冷社 板退火溫度高至960°C的No. 34及No. 39中，在冷社板退火時再次生成奧氏體相，在冷社板退 火后奧氏體相轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體相，結(jié)果，鋼板顯著硬質(zhì)化從而未得到規(guī)定的延性。另外，由于 冷社板退火后的組織包含馬氏體相從而r值降低，未能得到規(guī)定的平均HI。
[0106] W上內(nèi)容表明，為了得到本發(fā)明所提供的規(guī)定的成形性，需要鋼成分及制造方法 雙方均滿足本發(fā)明的范圍。
[0107] 工業(yè)實(shí)用性
[0108] 通過本發(fā)明得到的鐵素體系不誘鋼特別適合用于W拉深為主體的沖壓成形品或 要求高耐蝕性的用途，例如建材、輸送設(shè)備、汽車部件。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種鐵素體系不銹鋼，以質(zhì)量％計，含有c :0.005~0.05 %、Si :0.02~0.50 %、Mn: 0.05~1·0%、Ρ:0·04% 以下、S:0.01% 以下、Cr:15.5~18·0%、Α1:0·001~0·10%、Ν:0·01 ~0.06%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，El彡25%、平均r值彡0.70且| ΔΓ|<〇. 20。2. -種鐵素體系不銹鋼，以質(zhì)量％計，含有(：:0.01~0.05%、5丨：0.02~0.50%、]\111:0.2 ~1.0%、Ρ: 0.04% 以下、S: 0.01 % 以下、Cr :16.0~18.0%、A1:0.001~0.10%、Ν: 0.01~ 0.06%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，Ε1彡25%、平均r值彡0.70且| ΔΓ|<0.20。3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的鐵素體系不銹鋼，其中，以質(zhì)量％計，還含有選自Cu:0.1~ 1.0%、附：0.1~1.0%、]?〇:0.1~0.5%、(：〇:0.01~0.5%中的一種或兩種以上。4. 根據(jù)權(quán)利要求1~3中任一項(xiàng)所述的鐵素體系不銹鋼，其中，以質(zhì)量％計，還含有選自 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% 中的一種或兩種以上。5. -種鐵素體系不銹鋼的制造方法，對具有權(quán)利要求1~4中任一項(xiàng)所述的成分組成的 鋼板坯實(shí)施熱乳，接著進(jìn)行在900~1000 °C的溫度范圍保持5秒~15分鐘的退火而制成熱乳 退火板，接著實(shí)施冷乳，隨后進(jìn)行在800~950°C的溫度范圍保持5秒~5分鐘的冷乳板退火。
【文檔編號】C22C38/00GK105874092SQ201580003658
【公開日】2016年8月17日
【申請日】2015年1月7日
【發(fā)明人】吉野正崇, 太田裕樹, 田彩子, 松原行宏, 水谷映斗, 藤澤光幸
【申請人】杰富意鋼鐵株式會社