CN105917016B

CN105917016B - 铁素体系不锈钢以及其制造方法

Info

Publication number: CN105917016B
Application number: CN201580004091.9A
Authority: CN
Inventors: 吉野正崇; 太田裕树; 田彩子; 松原行宏; 水谷映斗; 藤泽光幸
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-01-08
Filing date: 2015-01-07
Publication date: 2018-11-27
Anticipated expiration: 2035-01-07
Also published as: WO2015105045A1; US20160333439A1; CN105917016A; TWI531666B; JP5862846B2; EP3093362A4; KR101850231B1; EP3093362B1; JPWO2015105045A1; ES2713154T3; EP3093362A1; TW201531573A; KR20160105874A

Abstract

本发明提供具有充分的耐蚀性以及成形性(伸长率以及平均r值大，|Δr|小)，且线状缺陷的产生少的表面性能优异的铁素体系不锈钢以及其制造方法。本发明的铁素体系不锈钢以质量％计，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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0。

Description

铁素体系不锈钢以及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有充分的耐蚀性以及成形性、且不会产生由热轧、退火所引起的线状缺陷的表面性能优异的铁素体系不锈钢以及其制造方法。

背景技术

铁素体系不锈钢廉价且耐蚀性优异，因此使用于建材、输送设备、家电产品、厨房器具、汽车部件等多种多样的用途，其应用范围近年来进一步持续扩大。为了应用于这些用途，针对铁素体系不锈钢，不仅需要耐蚀性，还需要能够加工成规定形状的充分的成形性(伸长率大(以下，将伸长率充分大的情况称为具有延性)、平均塑性应变比(以下，称为平均r值)大、r值的面内各向异性的绝对值(以下，称为|Δr|)小)。另外，在应用于需要表面美观性的用途的情况下，也需要表面性能优异。

针对上述内容，在专利文献1中，公开了一种成形性以及抗皱特性(ridgingresistance)优异的铁素体系不锈钢，其特征在于，以质量％计，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，且满足0.06≤(C+N)≤0.12、1≤N/C以及1.5×10^-3≤(V×N)≤1.5×10^-2(C、N、V分别表示各元素的质量％)。然而，专利文献1中对于各向异性没有任何记载。另外，需要在热轧后进行所谓的装箱退火(例如，860℃下8小时的退火)。这种装箱退火加工若包含加热、冷却的过程则到完成为止需要一周左右的时间，因此存在生产率低的问题。

在专利文献2中，公开了一种加工性和表面性能优异的铁素体系不锈钢，其特征在于，在对以质量％计含有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％的钢进行热轧后，使用箱型炉或者AP生产线(annealing and pickling line，退火酸洗生产线)的连续炉在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火，进一步进行冷轧以及终轧退火。然而，在使用箱型炉的情况下，与上述的专利文献1同样地存在生产率低的问题。另外，在专利文献2中对伸长率没有任何记载，但在连续退火炉中在铁素体单相温度范围内进行热轧板退火的情况下，退火温度低因此再结晶不充分，与在铁素体单相温度范围内进行装箱退火的情况相比伸长率降低。另外，一般情况下像专利文献2那样的铁素体系不锈钢在铸造或者热轧时会生成具有类似的晶体取向的晶粒群(领域(colony))，从而存在|Δr|变大的问题。

先行技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3584881号公报(日本再公表WO00/60134号)

专利文献2：日本专利第3581801号公报(日本特开2001－3134号)

发明内容

本发明的目的在于，解决上述课题，提供具有充分的耐蚀性以及成形性且不会产生由热轧、退火所引起的线状缺陷的表面性能优异的铁素体系不锈钢以及其制造方法。

此外，在本发明中，所谓充分的耐蚀性是指，对于在利用#600砂纸对表面完成研磨后将端面部密封的钢板，进行3个循环的JIS H8502所规定的盐水喷雾循环试验(以(盐水喷雾(35℃、5质量％NaCl、喷雾2h)→干燥(60℃、相对湿度40％、4h)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2h))为1个循环的试验)，该情况下的钢板表面的生锈面积率(＝生锈面积/钢板整体面积×100[％])在25％以下。

另外，所谓充分的成形性是指，在依照JIS Z 2241的拉伸试验中的断裂伸长率在使用沿与轧制方向成直角的方向采集的试验片时为25％以上，在依照JIS Z 2241的拉伸试验中施加15％的应变时的由下述(1)式计算的平均r值为0.65以上且由下述(2)式计算的r值的面内各向异性(以下称为Δr)的绝对值(|Δr|)为0.30以下。

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为在与轧制方向平行的方向上进行拉伸试验时的r值，r_D为在相对于轧制方向为45°的方向上进行拉伸试验时的r值，r_C为在与轧制方向成直角的方向上进行拉伸试验时的r值。

为了解决课题而进行了研究，其结果发现，针对适当的成分的铁素体系不锈钢，在对热轧后的钢板进行冷轧前，在成为铁素体相和奥氏体相的双相的温度范围内进行退火，由此能够得到具有充分的耐蚀性和成形性的铁素体系不锈钢。另外，发现通过在上述的适当的钢成分的范围内进一步对V、Ti以及Nb进行规定以使得在热轧时不会析出粗大的Cr碳氮化物，而能够抑制钢板表面的线状缺陷的产生，其结果，不仅耐蚀性以及成形性优异，而且表面性能也优异。

本发明基于以上的发现而完成，以下为其主要内容。

[1]一种铁素体系不锈钢，以质量％计，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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0。

[2]一种铁素体系不锈钢，以质量％计，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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0。

[3]根据上述[1]或[2]所记载的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Cu：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所记载的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％中的1种或2种以上。

[5]一种铁素体系不锈钢的制造方法，对具有上述[1]至[4]中任一项所记载的成分组成的钢板坯实施热轧，接下来进行在880～1000℃的温度范围内保持5秒～15分钟的退火来制成热轧退火板，接下来实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火

需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％全部是质量％。

发明效果

根据本发明，能够得到具有充分的耐蚀性以及成形性(伸长率以及平均r值大、|Δr|小)且线状缺陷的产生少的表面性能优异的铁素体系不锈钢。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。

铁素体系不锈钢的特征在于，以质量％计，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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0。在本发明中，成分组成的平衡很重要，尤其是V、Ti和Nb的平衡很重要。使V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.020％、Nb：0.001～0.030％且满足V/(Ti+Nb)≥2.0是重要的要件。通过设为这种成分组成的组合，能够得到具有充分的耐蚀性和充分的成形性且线状缺陷的产生少的表面性能优异的铁素体系不锈钢。

首先，对本发明的技术内容进行详细说明。

本申请发明人对不是通过装箱退火(批次退火)那样的长时间的热轧板退火，而是通过使用生产率高的连续退火炉的短时间的热轧板退火来得到规定的成形性的技术进行了研究。使用连续退火炉的现有技术中的课题在于，由于在铁素体单相温度范围内进行退火，所以未进行充分的再结晶，无法得到充分的伸长率，并且领域残存至冷轧板退火后，从而|Δr|大。因此，本申请发明人考虑以下方案：在铁素体相和奥氏体相的双相区中进行热轧板退火，随后以通常方法进行冷轧以及冷轧板退火，最终再次成为铁素体单相组织。

即，通过在比铁素体单相温度范围高温的铁素体相和奥氏体相的双相区进行热轧板退火，促进铁素体相的再结晶。其结果，避免因热轧而被导入了加工应变的铁素体晶粒残存至冷轧板退火后，从而使冷轧板退火后的伸长率提高。另外，在通过热轧板退火而从铁素体相生成奥氏体相时，奥氏体相以具有与退火前的铁素体相不同的晶体取向的方式生成，因此铁素体相的领域被有效地破坏。因此，在进行了冷轧以及冷轧板退火后的冷轧退火板的金属组织中，使r值提高的γ纤维织构(γ－fiber texture)发育，并且领域被分隔，金属组织的各向异性得到缓和，从而能够得到|Δr|变小这一优异的特性。

另外，在铁素体相和奥氏体相的双相区进行热轧板退火的情况下，热轧板退火后成为铁素体相和从奥氏体相相变得到的马氏体相的双相组织。然而，通过对该包含马氏体相的热轧退火板进行冷轧，由于马氏体相比铁素体相硬，因此马氏体相附近的铁素体相优先变形从而轧制应变集中，冷轧板退火时的再结晶部位进一步增加。由此，冷轧板退火时的再结晶被进一步促进，冷轧板退火后的金属组织的各向异性进一步得到缓和。

然而，得知若在上述的铁素体相和奥氏体相的双相区中对以往成分的钢进行热轧板退火，则会在冷轧板退火后产生沿轧制方向的线状的缺陷(以下，称为线状缺陷)，从而产生表面性能显著降低这一新问题。

因此，本申请发明人为了兼顾成形性和表面性能，对因在铁素体相和奥氏体相的双相区中进行热轧板退火而产生线状缺陷的原因进行了调查。其结果，得知线状缺陷是因存在于热轧板退火后的钢板表层部的显著硬质的马氏体相而产生的。即，得知若在热轧板退火后的钢板表层部存在显著硬质的马氏体相，则在之后的冷轧中应变会集中在显著硬质的马氏体相和铁素体相的界面处而产生微小裂纹，在冷轧板退火后成为线状缺陷。马氏体相是奥氏体相(其是在铁素体相和奥氏体相的双相区中进行的热轧板退火中生成的)在冷却过程中发生相变而生成的。在调查了金属组织中的各马氏体晶粒的硬度后发现，多数马氏体相以维氏硬度(HV)计为300～400左右，与此相对，一部分的马氏体相显著硬质，超过HV500，冷轧中的微小裂纹在该超过HV500的显著硬质的马氏体相与铁素体相的界面产生。

因此，本申请发明人对热轧板退火后超过HV500的显著硬质的马氏体相局部地生成的原因进行阐释，并且对其解决技术进行了深入研究。其结果发现，在热轧板退火前存在粗大的Cr碳氮化物的情况下，会生成显著硬质的马氏体相。该机制考虑如下。在热轧板退火中，因热轧而析出的Cr碳氮化物发生固溶，由此生成奥氏体相。在热轧板退火前的Cr碳氮化物粗大的情况下，提供给奥氏体相的C量变多。因此，在粗大的Cr碳氮化物发生了固溶的周围，与没有固溶粗大的Cr碳氮化物的部位相比C浓度局部地变高。从该C浓度高的奥氏体相，生成在热轧板退火后显著硬质的马氏体相。

因此本申请发明人对在热轧时不析出粗大的Cr碳氮化物的技术进行了研究。其结果发现，通过在钢成分中以V：0.01～0.25％、Ti：0.001～0.020％、Nb：0.001～0.030％、且满足V/(Ti+Nb)≥2.0的方式含有V、Ti以及Nb，能够避免热轧时的粗大的Cr碳氮化物的析出。

即，发现通过适当含有这些元素，热轧时析出的Cr碳氮化物成为含有V、Ti以及Nb的复合碳氮化物(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)，与Cr碳氮化物相比微小且均匀地析出，能够抑制粗大的Cr碳氮化物的生成。

这种效果通过含有适量的V而显现。Ti以及Nb与C以及N的亲和力比Cr与C以及N的亲和力强，比Cr更容易形成碳氮化物。因此，在单独含有Ti或者Nb的情况下，作为与Cr碳氮化物不同的Ti(C、N)或者Nb(C、N)析出，无法得到抑制粗大的Cr碳氮化物的生成的效果。

另一方面，V也是与C以及N的亲和力强的元素。然而，V具有形成与Cr、Ti以及Nb的复合碳氮化物即(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的倾向，因此在Ti以及Nb的基础上适量含有V的情况下，Cr碳氮化物作为(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)析出。该(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)由于是含有扩散速度比Cr小的V、Ti以及Nb的析出物，因此析出后的生长或者粗大化受V、Ti以及Nb的扩散控速，析出物尺寸比以往的Cr碳氮化物微小，能够有效地抑制热轧中的粗大的碳氮化物的生成。

得知通过这些效果，在铁素体相和奥氏体相的双相区中进行热轧板退火时，因粗大的Cr碳氮化物的固溶引起的显著硬质的马氏体相的生成得到抑制，冷轧板退火后的线状缺陷的产生大幅减少。

即，为了不通过装箱退火(批次退火)这样的长时间的热轧板退火，而是通过使用连续退火炉的短时间的热轧板退火，在不会使表面性能降低的情况下得到规定的成形性，不仅需要在铁素体相和奥氏体相的双相区进行短时间的热轧板退火，还需要设为以合适的比例含有V、Ti以及Nb的钢成分。

接下来，对本发明的铁素体系不锈钢的成分组成进行说明。

以下，除非另有规定，否则％是指质量％。

C：0.005～0.05％

C具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果而需要含有0.005％以上。然而，若C量超过0.05％则钢板硬质化从而延性降低。另外，即使应用本发明，在热轧板退火后也会生成显著硬质的马氏体相，引起冷轧板退火后的线状缺陷。因此，C量设为0.005～0.05％的范围。下限优选为0.01％，更优选为0.015％。上限优选为0.035％，更优选为0.03％，更进一步优选为0.025％。

Si：0.02～0.50％

Si是钢熔铸时起到脱氧剂作用的元素。为了得到该效果而需要含有0.02％以上。然而，若Si量超过0.50％，则钢板硬质化从而热轧时的轧制负荷增大。另外，冷轧板退火后的延性降低。因此，Si量设为0.02～0.50％的范围。优选为0.10～0.35％的范围。更优选为0.25～0.30％的范围。

Mn：0.05～1.0％

Mn与C同样地具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果而需要含有0.05％以上。然而，若Mn量超过1.0％则MnS的生成量增加，耐蚀性降低。因此，Mn量设为0.05～1.0％的范围。下限优选为0.1％，更优选为0.2％。上限优选为0.8％，更优选为0.35％，进一步优选为0.3％。

P：0.04％以下

P是促使因晶界偏析而产生的晶界破坏的元素，因此越低越好，上限设为0.04％。优选为0.03％以下。更优选为0.01％以下。

S：0.01％以下

S是成为MnS等硫化物系夹杂物而存在并使延性、耐蚀性等降低的元素。尤其是在含量超过0.01％的情况下这些恶劣影响显著产生。因此S量越低越好，本发明中将S量的上限设为0.01％。更优选为0.007％以下。进一步优选为0.005％以下。

Cr：15.5～18.0％

Cr是具有在钢板表面形成钝化膜而使耐蚀性提高的效果的元素。为了得到该效果而需要使Cr量为15.5％以上。然而，若Cr量超过18.0％，则在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到规定的材料特性。因此，Cr量设为15.5～18.0％的范围。优选为16.0～18.0％的范围。更优选为16.0～17.0％的范围。

Al：0.001～0.10％

Al与Si同样地是起到脱氧剂作用的元素。为了得到该效果而需要含有0.001％以上。然而，若Al量超过0.10％，则Al₂O₃等Al系夹杂物增加，表面性能容易降低。因此，Al量设为0.001～0.10％的范围。优选为0.001～0.07％的范围。更优选为0.001～0.05％的范围。进一步优选为0.001～0.03％的范围。

N：0.01～0.06％

N与C、Mn同样地具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。为了得到该效果而需要使N量为0.01％以上。然而，若N量超过0.06％则延性显著降低，并且因助长Cr氮化物的析出而导致耐蚀性的降低。因此，N量设为0.01～0.06％的范围。优选为0.01～0.05％的范围。更优选为0.02～0.04％的范围。

V：0.01～0.25％

V是本发明中极为重要的元素。V具有与C以及N的亲和力比Cr高的特征，通过满足V/(Ti+Nb)≥2.0，V与Cr、Ti以及Nb复合并在热轧时作为(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)析出，从而抑制粗大的Cr碳氮化物的析出。通过该效果，在热轧板退火时抑制C过剩地浓缩的奥氏体相的生成，在热轧板退火后不生成显著硬质的马氏体相，防止由冷轧时的微小裂纹的产生所引起的表面线状缺陷的产生。为了得到该效果而需要使V量含有0.01％以上。然而，若V量超过0.25％则加工性降低，并且导致制造成本上升。因此，V量设为0.01～0.25％的范围。优选为0.03～0.20％的范围。更优选为0.05～0.15％的范围。

Ti：0.001～0.020％，Nb：0.001～0.030％，V/(Ti+Nb)≥2.0

Ti以及Nb与V同样地，是与C以及N的亲和力比Cr高的元素，在钢含有V的情况下与V以及Cr生成(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)，具有抑制热轧时的粗大的Cr碳氮化物的析出的效果。为了得到该效果而需要含有0.001％以上的Ti以及0.001％以上的Nb，并且满足V/(Ti+Nb)≥2.0。然而，若Ti量超过0.020％或者Nb量超过0.030％，则热轧时不是析出(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)而是单独析出Ti(C、N)以及Nb(C、N)，因此无法得到抑制粗大的Cr碳氮化物的效果，无法得到规定的表面性能。因此，Ti量设为0.001～0.020％、Nb量设为0.001～0.030％的范围。Ti量优选为0.001～0.015％的范围。更优选为0.003～0.010％的范围。Nb量优选为0.001～0.025％的范围。更优选为0.005～0.020％的范围。V/(Ti+Nb)不足2.0的情况下，为了生成复合碳氮化物而需要的V不足，因此Ti、Nb以及V分别独立地成为碳化物或者氮化物而生成，因此无法充分地抑制粗大的Cr碳氮化物的生成。因此，V/(Ti+Nb)设为2.0以上。优选为3.0以上。更优选为4.0以上。另一方面，若V/(Ti+Nb)超过30.0，则V、Ti以及Nb即使为规定的含量也不会被复合碳氮化物的形成消耗，在母相中以固溶状态存在的V量增加，因此产生由钢板的硬质化所引起的伸长率的降低。因此，V/(Ti+Nb)的上限优选为30.0。

余量为Fe以及不可避免的杂质。

通过以上的成分组成可以得到本发明的效果，但出于进一步提高制造性或者材料特性的目的能够含有以下的元素。

选自Cu：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上

Cu以及Ni均是提高耐蚀性的元素，尤其是在要求高耐蚀性的情况下含有是有效的。另外，Cu以及Ni具有促进奥氏体相的生成、使在热轧板退火时出现铁素体相和奥氏体相的双相温度范围扩大的效果。这些效果在Cu以及Ni分别含有0.1％以上的情况下变得显著。然而，若Cu含量超过1.0％则热加工性降低从而不理想。因此，在含有Cu的情况下将其设为1.0％以下。优选为0.2～0.8％的范围。更优选为0.3～0.5％的范围。若Ni含量超过1.0％则加工性降低从而不理想。因此在含有Ni的情况下将其设为1.0％以下。优选为0.1～0.6％的范围。更优选为0.1～0.3％的范围。

Mo是使耐蚀性提高的元素，尤其是在要求高耐蚀性的情况下含有是有效的。该效果在含有0.1％以上时变得显著。然而，若Mo含量超过0.5％则在热轧板退火时奥氏体相的生成变得不充分，无法得到规定的材料特性从而不理想。因此，在含有Mo的情况下设为0.1～0.5％以下。优选为0.1～0.3％的范围。

Co是使韧性提高的元素。该效果通过含有0.01％以上的Co而得到。另一方面，若Co量超过0.5％则会使加工性降低。因此，在含有Co的情况下将其设为0.5％以下。优选为0.01～0.2％的范围。

选自Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％中的1种或2种以上

Mg：0.0002～0.0050％

Mg是具有使热加工性提高的效果的元素。为了得到该效果而需要含有0.0002％以上。然而，若Mg量超过0.0050％则表面质量降低。因此，在含有Mg的情况下将其设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。更优选为0.0005～0.0020％的范围。

B：0.0002～0.0050％

B是对于防止低温二次加工脆化有效的元素。为了得到该效果而需要含有0.0002％以上。然而，若B量超过0.0050％则热加工性降低。因此，在含有B的情况下将其设为0.0002～0.0050％的范围。优选为0.0005～0.0035％的范围。更优选为0.0005～0.0020％的范围。

REM：0.01～0.10％

REM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从而使焊接部的耐蚀性提高的效果。为了得到该效果而需要含有0.01％以上。然而，若含有超过0.10％则会使冷轧板退火时的酸洗性等制造性降低。另外，REM是昂贵的元素，若过度含有则会导致制造成本增加从而不理想。因此，在含有REM的情况下将其设为0.01～0.10％的范围。

Ca：0.0002～0.0020％

Ca是对于防止由连续铸造时容易产生的Ti系夹杂物的结晶导致的喷嘴闭塞而有效的成分。为了得到该效果而需要含有0.0002％以上。然而，若Ca量超过0.0020％则生成CaS而使耐蚀性降低。因此，在含有Ca的情况下将其设为0.0002～0.0020％的范围。优选为0.0005～0.0015％的范围。更优选为0.0005～0.0010％的范围。

接下来对本发明的铁素体系不锈钢的制造方法进行说明。

本发明的铁素体系不锈钢通过如下方式而得到：对具有上述成分组成的钢板实施热轧，接下来进行在880～1000℃的温度范围内保持5秒～15分钟的热轧板退火而制成热轧退火板，接下来实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火。

首先，将由上述的成分组成构成的钢液由转炉、电炉、真空熔炉等公知的方法熔铸，通过连续铸造法或者铸锭－开坯法(ingoting-blooming method)来制成钢原料(板坯)。将该板坯在1100～1250℃下加热1～24小时再进行热轧而制成热轧板，或者不进行加热而是以铸造状态直接进行热轧而制成热轧板。

接下来，进行热轧。在卷绕中，优选将卷绕温度设为500℃以上850℃以下。若卷绕温度低于500℃则卷绕后的再结晶不充分从而存在冷轧板退火后的延性降低的情况，因而不理想。若在超过850℃的温度下进行卷绕则粒径变大，存在在冲压加工时产生表面劣化的情况。因此，卷绕温度优选为500～850℃的范围。

之后，进行在成为铁素体相和奥氏体相的双相区温度的880～1000℃的温度下保持5秒～15分钟的热轧板退火。

热轧板退火是为了使本发明得到规定的表面性能以及成形性而重要的工序。在热轧板退火温度低于880℃的情况下无法产生充分的再结晶，并且由于成为铁素体单相区，因此存在无法得到利用双相区退火而显现的本发明的效果的情况。然而，若退火温度超过1000℃则会促进碳化物的固溶。因此助长C向奥氏体相中的浓缩，在热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，无法得到规定的表面性能。

另外，若热轧板退火温度超过1000℃，则奥氏体相的生成量减少。因此，在热轧板退火后生成的马氏体相的量减少，无法充分获得通过在对包含铁素体相和马氏体相的金属组织进行冷轧时轧制应变向马氏体相附近的铁素体相集中而实现的金属组织的各向异性缓和效果，从而无法得到规定的|Δr|。

在退火时间不足5秒的情况下，即使以规定的温度进行退火也无法充分产生奥氏体相的生成和铁素体相的再结晶，因此无法得到期望的成形性。另一方面，若退火时间超过15分钟则(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的一部分发生固溶而助长C向奥氏体相中的浓缩，因与上述同样的机制而无法得到规定的表面性能。

另外，若退火时间超过15分钟，则因上述的机制而产生过度的C向马氏体相(其是在热轧板退火后奥氏体相发生相变而生成的)中的浓缩。该马氏体相在冷轧板退火时分解为碳化物和铁素体相，但若C浓缩量过大则马氏体相变化为含有大量碳化物的铁素体相。由此在冷轧板退火后成为晶粒内以及晶界上的碳化物少的铁素体晶粒、和晶粒内以及晶界上的碳化物过多的铁素体晶粒的混粒组织。在成为这种金属组织的情况下，碳化物少的晶粒和碳化物多的粒产生硬度差，因此变形应变集中在两者的晶粒的界面，容易以晶界上的碳化物为起点产生大的空隙(void)，使延性降低。

因此，热轧板退火在880～1000℃的温度下保持5秒～15分钟。优选为，在900～1000℃的温度下保持15秒～15分钟。更优选为，在900～1000℃的温度下保持15秒～3分钟。

接下来，进行冷轧以及冷轧板退火。根据需要实施酸洗而制成产品。

关于冷轧，从成形性以及形状矫正的观点出发优选以50％以上的压下率进行。另外，在本发明中，也可以将冷轧－退火重复两次以上，也可以通过冷轧来制成板厚200μm以下的不锈钢箔。

关于冷轧板的冷轧板退火，为了得到良好的成形性而在800～950℃的温度下保持5秒～5分钟。

冷轧板退火是为了使在热轧板退火中形成的铁素体相和马氏体相的双相组织成为铁素体单相组织而重要的工序。在冷轧板退火温度低于800℃的情况下，再结晶无法充分产生从而无法得到规定的延性以及平均r值。另一方面，在冷轧板退火温度超过950℃的情况下，在该温度成为铁素体相和奥氏体相的双相温度范围的钢成分中在冷轧板退火后生成马氏体相，因此钢板硬质化而无法得到规定的延性。另外，即使是该温度成为铁素体单相温度范围的钢成分，也会因晶粒的显著粗大化而导致钢板的光泽度降低，因此从表面质量的观点出发不理想。在退火时间不足5秒的情况下，即使以规定的温度退火，铁素体相的再结晶也无法充分地产生，因此无法得到规定的延性以及平均r值。若退火时间超过5分钟，则晶粒显著粗大化，钢板的光泽度降低，因此从表面质量的观点出发不理想。因此，冷轧板退火设为在800～950℃的范围内保持5秒～5分钟。优选为，在850℃～900℃下保持15秒～3分钟。为了进一步追求光泽度也可以进行BA退火(光亮退火(bright annealing))。

此外，为了使表面性能进一步提高，也可以实施磨削、研磨等。

实施例1

以下，通过实施例来详细地说明本发明。

通过50kg小型真空熔炉对具有表1所示的化学组成的不锈钢进行熔铸。将这些钢坯以1150℃加热1h后，实施热轧而制成3.5mm厚的热轧板。接下来，对这些热轧板以表2所记载的条件实施热轧板退火后，对表面进行喷砂处理和基于酸洗的除氧化皮。酸洗是指，在温度80℃、20质量％硫酸溶液中浸渍120秒后，在由15质量％硝酸以及3质量％氢氟酸构成的温度55℃的混合酸溶液中浸渍60秒。进一步地，通过冷轧制成0.7mm厚并以表2所记载的条件进行冷轧板退火，随后通过在水温80℃、18质量％Na₂SO₄水溶液中以25C/dm²的条件进行的电解酸洗、以及在水温50℃、10质量％HNO₃水溶液中以30C/dm²的条件进行的电解酸洗而进行除氧化皮处理，得到冷轧酸洗退火板。

对由此得到的冷轧酸洗退火板进行以下的评价。

(1)表面性能评价

冷轧板退火后，测量每1m²钢板中存在的长度为5mm以上的线状缺陷的个数。将在冷轧退火板表面确认到的线状缺陷在每1m²钢板中为5处以下的情况设为合格，将超过5处的情况设为不合格。

(2)延性的评价

从冷轧酸洗退火板沿与轧制方向成直角的方向采集JIS 13B号拉伸试验片，依照JIS Z2241进行拉伸试验，测定断裂伸长率，将断裂伸长率为25％以上的情况设为合格(○)，将断裂伸长率不足25％的情况设为不合格(×)。

(3)平均r值以及|Δr|的评价

从冷轧酸洗退火板沿相对于轧制方向平行(L方向)、成45°(D方向)以及成直角(C方向)的方向采集JIS 13B号拉伸试验片，进行依照JIS Z2241的拉伸试验直至达到应变15％而中断，测定各方向的r值并计算平均r值(＝(r_L+2r_D+r_C)/4)以及r值的面内各向异性(Δr＝(r_L－2r_D+r_C)/2)的绝对值(|Δr|)。在此，r_L、r_D、r_C分别是L方向、D方向以及C方向的r值。关于平均r值，将0.65以上设为合格(○)，将不足0.65设为不合格(×)。关于|Δr|，将0.30以下设为合格(○)，将超过0.30为不合格(×)。

(4)耐蚀性的评价

从冷轧酸洗退火板采集60mm×100mm的试验片，通过#600砂纸对表面完成研磨后对端面部进行密封而制作试验片，供于JIS H 8502所规定的盐水喷雾循环试验。盐水喷雾循环试验是以盐水喷雾(35℃、5％NaCl、喷雾2h)→干燥(60℃、相对湿度40％、4h)→湿润(50℃、相对湿度≥95％、2h)为1个循环而进行3个循环。对实施了3个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面拍摄照片，通过图像分析测定试验片表面的生锈面积，根据生锈面积与试验片整体面积的比例来计算生锈面积率((试验片中的生锈面积/试验片整体面积)×100[％])。关于生锈面积率，将10％以下设为耐蚀性特别优异且合格(◎)，将超过10％且为25％以下设为合格(○)，将超过25％设为不合格(×)

将评价结果与热轧板退火以及冷轧退火条件一并示于表2。

[表1]

[表2]

下划线表示不在本发明的范围内。

在满足本发明的范围的发明例No.1～23、33～46、52～63中，冷轧板退火后确认到的线状缺陷均为每1m²中为5处以下，得到了良好的表面性能。另外，断裂伸长率为25％以上、平均r值为0.65以上、|Δr|为0.30以下，得到了良好的成形性。另外，关于耐蚀性，在实施了3个循环的盐水喷雾循环试验后的试验片表面的生锈面积率均为25％以下，得到了良好的特性。

尤其是在含有Cu、Ni以及Mo的钢L、M、N以及BM(No.17、18、19、52、61)中，盐水喷雾循环试验后的生锈面积率为10％以下，耐蚀性进一步提高。

另一方面，在V的含量低于本发明的范围且不满足V/(Ti+Nb)≥2.0的比较例No.24、以及Ti和Nb超出本发明的范围的比较例No.26中，(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的析出量不足，因此热轧板退火中的固溶C、N的固定化不充分，其结果，热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，冷轧板退火后大量产生线状缺陷。

在V的含量超出本发明的范围的比较例No.25中，虽然得到了规定的平均r值以及|Δr|，但因含有过度的V而使钢板硬质化，因此未能得到规定的延性。

在Cr含量低于本发明的范围的比较例No.27中，虽然得到了规定的表面性能以及延性、平均r值及|Δr|，但是由于Cr含量不足，因此未得到规定的耐蚀性。

在Cr含量超过本发明的范围的比较例No.28中，虽然得到了充分的耐蚀性，但由于过剩地含有Cr所以在热轧板退火时未生成奥氏体相，从而未能得到规定的延性、平均r值以及|Δr|。

在C量超出本发明的范围的比较例No.29中，虽然V、Ti以及Nb量在本发明的范围内，但钢中的C没有作为(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)被全部充分地固定化而残存有固溶C，因此在热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，未得到规定的表面性能。另外，由于固溶C量增加，所以钢板强度显著上升，未得到规定的延性。

另一方面，在C量低于本发明的范围的比较例No.30中，基于C实现的奥氏体相的稳定化并不充分，因此在双相区中的热轧板退火中未生成充分量的奥氏体相，从而未得到规定的平均r值以及|Δr|。

在V/(Ti+Nb)低于本发明的范围的比较例No.31以及No.32中，热轧时的(Cr、V、Ti、Nb)(C、N)的析出并不充分，因此析出大量的粗大的Cr碳氮化物，热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，因此在冷轧板退火后大量产生线状缺陷，未得到规定的表面性能。

No.47以及No.64是V/(Ti+Nb)低于本发明的范围且热轧板退火温度比本发明范围高的比较例。由于V/(Ti+Nb)低于本发明的范围，因此助长伴随热轧时析出的粗大的碳化物的固溶而产生的C向奥氏体相中的浓缩，在热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，因此大量产生线状缺陷，未得到规定的表面性能。另外，由于热轧板退火温度比本发明范围高，因此退火中生成的奥氏体相的量减少，热轧板退火后生成的马氏体相的量减少，因此无法得到利用之后的冷轧而实现的金属组织的各向异性缓和效果，未得到规定的|Δr|。

No.48以及No.65是V/(Ti+Nb)低于本发明的范围、且热轧板退火温度比本发明范围低的比较例。虽然V/(Ti+Nb)低于本发明的范围，但热轧板退火温度成为铁素体单相温度范围从而未生成奥氏体相，因此几乎没有因显著硬质的马氏体相的生成而引起的线状缺陷的产生，得到了良好的表面性能。然而，由于热轧板退火温度比本发明范围低，因此未产生充分的再结晶，并且在热轧板退火后未生成马氏体相从而未得到规定的延性、平均r值以及|Δr|。

No.66是V/(Ti+Nb)低于本发明的范围且热轧板退火时间比本发明范围长的比较例。因此，过度产生伴随热轧时析出的粗大的碳化物的固溶而产生的C向奥氏体相中的浓缩，其结果，热轧板退火后生成显著硬质的马氏体相，因此大量产生线状缺陷而未得到规定的表面性能。另外，冷轧板退火后的金属组织成为由晶粒内以及晶界上的碳化物过多的铁素体晶粒、和晶粒内以及晶界上的碳化物少的铁素体晶粒组成的混粒组织，因此在拉伸变形时在两者的晶粒的界面产生局部的应变集中，未得到规定的延性。

No.67是V/(Ti+Nb)低于本发明的范围且冷轧板退火温度比本发明范围低的比较例。由于V/(Ti+Nb)低于本发明的范围，因此大量产生线状缺陷而未得到规定的表面性能。另外，由于冷轧板退火温度比本发明范围低，因此冷轧板退火时的再结晶不充分而残存有冷轧时的加工组织，因此未得到规定的延性以及平均r值。

No.68是V/(Ti+Nb)低于本发明的范围且冷轧板退火温度比本发明范围高的比较例。由于V/(Ti+Nb)低于本发明的范围，因此产生大量的线状缺陷而未得到规定的表面性能。另外，由于冷轧板退火温度比本发明范围高，因此成为在铁素体相和奥氏体相的双相温度范围内进行的退火，从而再次生成奥氏体相，在冷轧板退火后相变为马氏体相，因此钢板显著硬质化，未得到规定的延性。

工业实用性

本发明所得到的铁素体系不锈钢尤其适合应用于以拉深为主体的冲压成形品、要求高表面美观性的用途例如厨房器具、餐具的应用。

Claims

1.一种铁素体系不锈钢，以质量％计，含有C：0.015～0.035％、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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0，

断裂伸长率在与轧制方向成直角的方向上为25％以上，在依照JIS Z 2241的拉伸试验中施加15％的应变时的由下述(1)式计算的平均r值为0.65以上且由下述(2)式计算的Δr的绝对值|Δr|为0.30以下，

平均r值＝(r_L+2×r_D+r_C)/4 (1)

Δr＝(r_L－2×r_D+r_C)/2 (2)

2.一种铁素体系不锈钢，以质量％计，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％，余量为Fe以及不可避免的杂质，且满足V/(Ti+Nb)≥2.0，

平均r值＝(r_L+2×r_D+r_C)/4 (1)

Δr＝(r_L－2×r_D+r_C)/2 (2)

3.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，所述C的含量为0.015～0.035％，且还含有选自Cu：0.1～1.0％、Ni：0.1～1.0％、Mo：0.1～0.5％、Co：0.01～0.5％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1或2所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％中的1种或2种以上。

5.根据权利要求3所述的铁素体系不锈钢，其中，以质量％计，还含有选自Mg：0.0002～0.0050％、B：0.0002～0.0050％、REM：0.01～0.10％、Ca：0.0002～0.0020％中的1种或2种以上。

6.一种铁素体系不锈钢的制造方法，其为权利要求1至5中任一项所述的铁素体系不锈钢的制造方法，对钢板坯实施热轧，接下来进行在880～1000℃的温度范围内保持5秒～15分钟的退火来制成热轧退火板，接下来实施冷轧，随后进行在800～950℃的温度范围内保持5秒～5分钟的冷轧板退火。