韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板及其制造方法

專利名稱：韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及韌性(toughness)或加工性(workability)也優異的高耐腐蝕性鐵素體系不鎊鋼冷車L鋼板(high-corrosion resistance cold rolled ferritic stainlesssteel sheet)及其制造方法。
背景技術：
不銹鋼中由于其優異的耐腐蝕性和韌性而奧氏體系不銹鋼(austeniticstainless steel)SUS304 (18%Cr-8%Ni ) (Japanese Industrial Standards,JIS G 4305)廣泛被使用。但是，該鋼種由于含有大量Ni而價格高。在沒有大量含有Ni的鐵素體系不銹鋼(ferritic stainless steel)中，作為具有相當于SUS304的優異的耐腐蝕性的鋼種，有含有Mo的SUS436L (18%Cr_l%Mo) (JIS G 4305)。但是，由于Mo也是價格高的元素，所以即便僅含有1°/。也大幅增加成本(increase in cost)。此外,作為結構部件(structuralmember)不能說該SUS436L具有足夠的韌性。另外，在沒有含Mo的鐵素體系不銹鋼中有SUS430J1L (19%Cr-0. 5%Cu-0. 4%Nb) (JIS G 4305)，但作為結構部件很難說其具有足夠的韌性。近年，一直在尋求具有與不銹鋼通用鋼種SUS430、SUS304相當的耐腐蝕性，并且還可適用于結構部件用途的低溫韌性優異的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。特別是從得到板厚超過2mm且4mm以下的厚度的低溫韌性優異的冷軋鋼板且確保冷軋壓下率(rolling reduction of cold rolling)的觀點出發，需要制造板厚6mm以上的熱軋鋼板(hot rolled steel sheet)。與奧氏體系不銹鋼相比，鐵素體系不銹鋼的熱軋件以及冷軋件的韌性較差。對鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板通常使用連續退火爐，進行熱軋板退火，但熱軋件的韌性不充分的情況下，如果在對熱軋鋼板附加張力的狀態下使其通過連續退火工序的生產線，則板厚越厚板斷裂的可能性越高。因此，以往以來，作為冷軋用坯料的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的板厚主要為4 5_。因此，需要提高板厚6_以上的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的韌性。另外，由于與奧氏體系不銹鋼相比，鐵素體系不銹鋼價格低廉且耐腐蝕性優異，所以板厚2mm以下的冷軋鋼板廣泛用于廚房設備(kitchen instruments)、家電設備(household electrical appliance)等中。近年，由于制鋼工藝(steel making process)中的脫碳以及脫氮技術(decarburizing and denitrogenation technology)的進步，已開發出加工性和耐腐蝕性得到進一步改善的減少C和N的高純度的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，在更廣泛的用途中加工成復雜的形狀而使用的機會逐漸增多。從這樣的背景來看，對鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的沖壓加工性(pressworkability),特別是拉深性能(deep drawability)的改善技術被期待。在經常使用拉深要素的加工中，提高材料的平均r值非常重要。對于平均r值的改善而言，增大冷軋壓下率非常效果，但從得到板厚2_以下的冷軋鋼板且確保更高的冷軋壓下率的觀點出發，需要制造板厚6mm以上的熱軋鋼板。因此，如上所述，為了改善平均r值而欲增大冷軋壓下率時，需要提高板厚6mm以上的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的韌性。 對此，作為改善鐵素體系不銹鋼的韌性的技術，專利文獻I中公開了一種熱水器用鐵素體系不銹鋼板，其特征在于，以質量％計，含有c :0. 020%以下、Si :0. 3(Tl. 00%、Mn 1. 00% 以下、P :0. 040% 以下、S :0. 010% 以下、Cr :20. 0 28. 0%、Ni :0. 6% 以下、Al :0. 03 0. 15%、N :0. 020% 以下、0 :0. 0020 0. 0150%、Mo :0. 3 I. 5%、Nb :0. 25 0. 60%、Ti 0. 05%以下，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，并且滿足25 < Cr + 3. 3Mo ( 30和0. 35 ^ Si + Al ^ 0. 85。另外，專利文獻2中公開了一種加工性和韌性優異的鐵素體系不銹鋼板，其化學組成以質量 % 計，C :0. 1% 以下、N :0. 003 0. 05%、Si :0. 03 I. 5%、Mn :1. 0% 以下、P :0. 04%以下、S :0. 03% 以下、Cr :10 30%、Cu 2% 以下、Ni 2% 以下、Mo 3% 以下、V 1% 以下、Ti :0. 02 0. 5%、0 (氧):0. 001 0. 005%、Nb :0. 8% 以下、Al :0. 001 0. 15%、Zr :0. 3% 以下、B :0. 1%以下、Ca :0. 003%以下、Mg :低于0. 0005%，滿足TiXN :0. 0005以上，剩余部分為Fe和不可避雜質，鋼中分散了以0. 3^0. 5的Mg和Al的含量比含有Al和Mg的夾雜物(inclusion)與Ti系夾雜物的復合夾雜物。但是，專利文獻I的目的在于確保防止熱軋板退火時和冷軋時的鋼帶的斷裂這種制造性(productivity),是改善0°C時的板厚4mm的熱軋鋼板的韌性的技術,并且由于大量含有Mo,所以也容易生成使韌性降低的金屬間化合物(intermetallic compound)等。因此，認為如果用于本發明目的的更厚的板厚的用途，則韌性不充分。另外,專利文獻2中，Ti系夾雜物的分散控制(dispersion control)也較困難，因其粗大化容易降低韌性，不能得到足夠的韌性。專利文獻I:日本特開2008-190035號公報專利文獻2:日本特開2001-020046號公報

發明內容
如以上所述，在含有Mo、Ti的方法中，還未充分實現鐵素體系不銹鋼的熱軋板和冷軋板的韌性改善。因此，本發明的目的在于，通過大幅度改善鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的板厚6mm以上時的韌性，從而提供一種以板厚4mm以下的冷軋鋼板中，_50°C的夏比沖擊值(charpyimpact value)為100J / cm2以上為特征的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板及其制造方法。另外，本發明的目的在于提供一種板厚2mm以下的冷軋鋼板的_50°C的夏比沖擊值為100J / cm2以上的、韌性和加工性、特別是拉深性能也優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板及其制造方法。發明人等為了解決上述課題，對不含高價的Ni、Mo且耐腐蝕性和韌性甚至加工性也優異的含有Nb的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的獲取方法進行了深入研究。首先，對實現本發明的實驗結果進行說明。以下，只要沒有特別說明，化學成分的％全部表示質量％的意思。
首先，查明了含有作為鐵素體系不銹鋼的穩定化元素的Ti的鋼中，從凝固階段生成的粗大的TiN析出物在鋼中存在，因該析出物的缺口效應而韌性大幅度下降。因此，盡可能不混入Ti，選擇Nb作為穩定化元素，進而對各種合金對含有Nb的鐵素體系不銹鋼的韌性的影響進行了研究，結果，注意到了 Al。熔煉21%Cr-0. 25%Nb-低C、N鋼中使Al含有0. 03、. 50%的鋼，加熱至1200°C進行熱軋，將卷取溫度設為450°C，制作了板厚7mm的熱軋板。對得到的板厚7mm的熱軋板進行了 0°C時的夏比沖擊試驗(Charpy impact test)。將其結果在圖I中示出。圖I的縱軸的值是用將由試驗得到的吸收能的值除以沖擊試驗片的缺口部的截面積，由此換算成每單位面積的吸收能的值(以下，稱為夏比沖擊值)。此外，發明人等對 上述板厚7mm的熱軋鋼板進行退火，制造熱軋退火板(hotrolled and annealed steel sheet),酸洗后,冷軋至板厚4mm。通過在980°C對冷軋板進行進一步最終退火，對得到的板厚4mm的冷軋退火板進行了 _50°C時的夏比沖擊試驗。將其結果在圖2中示出。圖2的縱軸的值與圖I相同。由圖I和圖2可知，通過在0. 20、. 40%的范圍含有Al，能夠顯著提高板厚7mm的熱軋鋼板和板厚4mm的冷軋退火板的韌性。雖然其理由尚不明確，但推斷是通過含有Al，從而使鋼中的0量降低，夾雜物減少等所導致的。另外，關于Al超過0.40%的范圍時的韌性的降低，認為是由于固溶Al的增加所致。接著，為了評價Ti、N對熱軋板和冷軋退火板的韌性的影響，將在表I所示的21%Cr-0. 25%Nb-0. 25%A1_低C-N鋼中改變Ti、N量而成的鋼進行熔煉，加熱至1200°C進行熱軋，將卷取溫度設為450°C，制作板厚7_的熱軋板。對得到的板厚7_的熱軋板進行(TC時的夏比沖擊試驗。將其結果在圖3中示出。此外，對上述板厚7mm的熱軋板進行退火，制造熱軋退火板，酸洗后，冷軋至板厚4_為止。此外，通過在980°C對冷軋板進行最終退火，從而制作板厚4mm的冷軋退火板,在試驗溫度-50°C下進行了夏比沖擊試驗。將其結果在圖4示出。圖3和圖4的橫軸表示Ti (%)與N (%)的積,是相當于溶度積(solubilityproduct constant)的值(以下稱為“溶度積”)。由圖3和圖4可知，Ti (%) XN (%)超過8.0X10_5的范圍中，韌性顯著降低。為了調查其原因，將對實驗2-4和實驗2-5的熱軋板和冷軋退火板(cold rolledand anneald steel sheet)的截面組織(sectional structure)進行研磨后，用王水(aquaregalis)腐蝕的試樣,用掃描電子顯微鏡(electron scanning microscope) (SEM)和能量色散型X射分析儀(energy dispersive X-ray analyzer) (EDX)進行觀察、分析,其結果，在熱軋板和冷軋退火板均為高韌性的實驗2-4(Ti與N的溶度積為8. 00X 10_5)的試樣的鋼中觀察到了直徑為20(T300nm的微小球狀的Nb碳化物(carbide)。另一方面,熱軋板和冷軋退火板均為低韌性的實驗2-5 (Ti與N的溶度積為9. 52X IO-5)的試樣的鋼中觀察到了多個直徑為2 5 u m的粗大的長方體狀(rectangular solid like)的Ti氮化物(nitride)。認為這是由于Ti與N的溶度積超過8. OOXlO-5時，從凝固階段析出Ti氮化物并粗大化，因缺口效應(notch effect)降低韌性。另外，對制造板厚4mm的冷軋退火板所適宜的熱軋板板厚進行了研究。使用表I的實驗2-2的鋼,通過熱軋制造了板厚為5. 0mm、5. 7mm、6. 8mm、8. Omm的4種熱軋板。進而，對熱軋板進行退火、酸洗后，進行冷軋、最終退火，制作板厚4_的冷軋退火板。對得到的板厚4mm的冷軋退火板進行了 _50°C時的夏比沖擊試驗。將這些結果在表2示出。實驗3-2 (熱軋板的板厚5. 7mm，冷軋壓下率30%)、實驗3-3 (熱軋板的板厚6. 8_，冷軋壓下率41%)以及實驗3-4 (熱軋板的板厚8. 0_，冷軋壓下率50%)的冷軋退火板的-50°C的夏比沖擊值為100J / cm2以上。另一方面，實驗3_1 (熱軋板的板厚5. 0mm，冷軋壓下率20%)的冷軋退火板的_50°C的夏比沖擊值低于100J / cm2。將對這些冷軋退火板的截面組織進行研磨后，用王水腐蝕的試樣，用光學顯微鏡進行觀察，其結果在實驗3-1的試樣中觀察到了在軋制方向呈帶狀伸展的粗大的恢復組織。認為這是由于冷軋壓下率低于30%時，應變能的積蓄變得不充分，冷軋板退火中沒有充分再結晶，成為粗大的恢復組織，從而韌性下降。由以上研究結果發現，從其耐腐蝕性和制造性的觀點出發，將Cr的含量設為18. (T24. 0%，使其含有適量的Al的基礎上，通過將鋼中含有的Ti與N的溶度積[Ti%] X控制成適量，能夠抑制屬于熱軋板和冷軋退火板韌性降低的重要因素的從鋼水階段析出的粗大的TiN析出物的生成，可得到韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。本發明是基于以上見解而完成的。接著，以通常認為拉深性能良好的指標的冷軋退火板的平均!■值I. 30以上為目標，對冷軋壓下率的影響也進行了研究。使用表I的實驗2-2的鋼，加熱至1200°C進行熱車L將卷取溫度設為 45CTC,制造板厚為 4. 0mm、4. 5mm、5. 0mm、5. 5mm、6. 0mm、7. 0mm、8. Omm 的7種的熱軋板。進而，對熱軋板進行退火、酸洗后，進行冷軋、最終退火，制作板厚2mm的冷軋退火板。從得到的板厚2mm的冷軋退火板沿著軋制方向、與軋制方向成45°的方向、與軋制方向成90°的方向，切取JIS13號B試驗片，對各試驗片賦予15%的拉伸應變后，求得下式所示的平均r值。平均r值=(iY + 2rD + rc) / 4,其中，rD, rc分別為軋制方向、與軋制方向成45°方向、與軋制方向成90°方向的r值。平均r值越大,表示拉深性能越優異。將這些結果在表3和圖5示出。在使冷軋壓下率為65%以上而進行冷軋的試樣中，得到了目標的平均r值為1.30以上的特性。本發明是基于以上見解而完成的。即，本發明的構成如下。(I) 一種韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于，以質量％ 計，C :0. 020% 以下、Si :1. 0% 以下、Mn :1. 0% 以下、P :0. 06% 以下、S :0. 01% 以下、Cr 18. 0 24. 0%、Mo :0. 3% 以下、Ti :0. 015% 以下、Al :0. 20 0. 40%、N :0. 020% 以下，并且 IOX(C + N)^ Nb ( 0. 40%，而且成分含量滿足下述式(A)，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成；TiXN^ 8. OOX IO-5.... (A)這里,各元素符號表示鋼中的成分含量(質量％)。(2)根據(I)所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于，以質量％計，Si :0. 5%以下、Mn :0. 8% 以下、Ti :0. 010% 以下。(3)根據(I)所述的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，含有c :0. 015%以下、N :0. 015%以下。
(4)根據(I) (3)中任一項所述的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，還含有下述組A和組B內的至少一個。組A :選自Cu :0. 3 0. 8%, Ni :1. 0%以下以及Co :1. 0%以下中的I種以上組B B 0. 0002 0. 0020%(5)根據(I廣(4)中任一項所述的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，上述冷軋鋼板的最終退火后的夏比沖擊特性以_50°C時的夏比沖擊值計，為100J / cm2以上。(6) —種韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，是使用具有上述(I) (4)中任一項所述的組成的鋼坯，進行加熱、熱軋、熱軋鋼板退火、酸洗、冷軋、最終退火而制造鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的方法，其中，將上述熱軋后且熱軋鋼板退火前的熱軋鋼板的厚度制成6mm以上。
(7)根據(6)所述的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，上述熱軋鋼板的夏比沖擊特性以0°C時的夏比沖擊值計，為50J / Cm2以上。(8)根據(6)或(7)所述的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，將上述冷軋時的軋制的壓下率設為30%以上。根據本發明，能夠得到韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，其特征在于，板厚4mm時的-50°C的夏比沖擊值為100J / cm2以上，進一步優選為150J / cm2以上。并且，還能夠得到在上述的韌性的改善之上，加工性也變優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。


圖I是表示Al量對0°C的夏比沖擊值的影響的圖。圖2是表示Al量對_50°C的夏比沖擊值的影響的圖。圖3是表示[Ti (%)] X [N (%)]對0°C的夏比沖擊值的影響的圖。圖4是表示[Ti (%)] X [N (%)]對-50°C的夏比沖擊值的影響的圖。圖5是表示冷軋壓下率與平均r值的關系的圖。
具體實施例方式以下，對用于實施本發明的方式進行詳細說明。首先，說明本發明的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的成分的限定理由。C :0. 020% 以下C容易與Cr結合而形成Cr碳化物，如果焊接時在熱影響部(heat-affectedzone)形成Cr碳化物，則將成為晶界腐蝕(intergranular corrosion)的原因，所以C越低越好。因此，將C限定為0.020%以下，更優選為0.015%以下。應予說明，當特別要求高的晶界腐蝕防止性能的情況下，從精煉成本(refining cost)的觀點出發,進一步優選為0. 003 0. 010%oSi :1.0% 以下Si是作為脫氧劑(deoxidizing agent)有用的元素。為了得到該效果，優選為0. 05%以上。但是，如果大量含有則降低韌性。因此，將Si設為I. 0%以下。更優選為0. 5%以下，進一步優選為0. 05、. 3%以下。Mn :1.0% 以下Mn與存在于鋼中的S結合 ,形成屬于可溶性硫化物(fusible sulfide)的MnS,使耐腐蝕性降低。因此，Mn為I. 0%以下。更優選為0. 8%以下。應予說明，當特別要求高耐腐蝕性的情況下，從精煉成本的觀點出發，更優選為0. 05、. 6%以下。P :0. 06% 以下P是對耐腐蝕性有害的元素，所以優選盡可能減低。另外，如果超過0. 06%，則由于固溶強化(solid solution strengthening)而使加工性(workability)降低。因此將P設為0. 06%以下。并且，如果考慮加工性和韌性，則優選為0. 04%以下。S :0. 01% 以下S是對耐腐蝕性有害的元素，所以優選盡可能減低，設為0. 01%以下。為了得到高耐腐蝕性，進一步優選為0. 006%以下。Cr 18. 0^24. 0%Cr是在表面形成鈍化膜(passive film)而提高耐腐蝕性的元素。如果Cr含量低于18. 0%，則不能夠得到充分的耐腐蝕性。另一方面，如果超過24. 0%，則變得容易產生O相脆化(sigma phase embrittlement)、475°C脆性，韌性容易下降。因此，將Cr設為18. (T24. 0%。并且，從高耐腐蝕性的觀點出發，優選為20. (T24. 0%。Mo :0. 3% 以下如果含有Mo，則具有提高不銹鋼的耐腐蝕性的效果。如果過度含有，則生成Laves相(Laves phase)等粗大的金屬間化合物，降低韌性。因此，將Mo設為0. 3%以下。Nb 10X (C + N) 0. 40% Nb將對耐腐蝕性有害的C、N變成Nb碳化物、Nb氮化物或它們的復合析出物而無害化，具有提高耐腐蝕性的效果。但是如果Nb量低于(C + N)量的10倍，則Nb碳化物、Nb氮化物或它們的復合析出物的析出變不充分，Cr碳化物、Cr氮化物或它們的復合析出物析出，降低耐腐蝕性。因此，將Nb限定為IOX (C + N)%以上。另一方面，如果過度含有，則生成Laves相等粗大的金屬間化合物，韌性下降。因此，將Nb設為IOX (C + N) 0. 40%。優選為 12X (C + N) 0. 30%。其中，C、N表示以質量％計的各自的成分的含量。Ti :0. 015%Ti形成粗大的氮化物，降低韌性。因此，將Ti設為0.015%以下。更優選設為0. 010%以下。應予說明，當特別要求高韌性的情況下，進一步優選為0. 005%以下。N :0. 020% 以下N是通過與Ti或Nb形成氮化物而降低韌性。特別是與Ti共存的情況下，從鋼水的凝固階段生成粗大的TiN析出物，因其缺口效應而使韌性顯著降低。因此，將N設為0. 020%以下。應予說明，當特別要求高耐腐蝕性的情況下，優選為0. 015%%以下，更優選為0. 010%以下。Al :0. 20 0. 40%Al是本發明中的重要元素，具有提高韌性的效果。對于作為本發明的目的的韌性而言，如果低于0. 20%，則其效果不充分。另外，超過0. 40%時，熱加工性(hot-workability)下降。因此，將Al設為0. 20、. 40%。另外，當特別要求高韌性的情況下，優選為0. 20、. 30%。TiXN 彡 8. OOXKT5如上所述，成為鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的韌性下降的重要因素的粗大的TiN析出物，是從凝固階段生成。為了抑制該TiN的析出，Ti,N越少越好，將Ti XN的溶度積限定為8. 00X10_5以下。優選設為5.00 X 10_5以下。其中，Ti、N表示以質量％計的各自成分的含量。
上述化學成分以外的剩余部分為Fe和不可避免的雜質。應予說明，作為不可避免的雜質，例如可允許Mg :0. 0020%以下、Ca :0. 0020%以下、V :0. 10%以下，但并不限于這些元素。本發明的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板，將由于上述必須含有元素而得到目的特性，但也可根據所希望的特性含有以下元素。并且，只要在不損害本發明的作用效果的范圍，也并不排除含有下述以外的成分。Cu :0. 3 0. 8%Cu，是通過含有其可提高耐腐蝕性的元素，特別是在降低縫隙腐蝕(crevicecorrosion)方面有效的元素。為了發揮該效果，含有量必須為0. 3%以上。另一方面，如果含有量超過0. 8%，則熱加工性下降。因此，將Cu設為0. 3^0. 8%。優選為0. 3^0. 5%。但是，不需要特別高的耐腐蝕性的情況下，由于其使制造成本上升而損害經濟性，所以不需要含有Cu。Ni :1.0% 以下如果含有Ni，則有防止因含有Cu而引起的熱加工性的下降的效果。并且，具有降低縫隙腐蝕的效果。為了得到該效果，優選為0.05%以上。但是，其為價格高的元素，并且即便含有量超過1.0%，上述效果也飽和，反而降低熱加工性。因此，將Ni設為1.0%以下。優選為0. 05 0. 4%。Co :1.0% 以下Co是含有其則有助于改善低溫韌性的元素。為了得到這種效果，優選為0. 05%以上。但是，過度含有則使延展性(ductility)下降。因此，將Co設為1.0%以下。B :0. 0002 0. 0020%B是含有其則對改善拉深成型(deep drawing)時的耐二次加工脆性(resistanceto cold-work embrittlement)有效的元素。如果低于0. 0002%,則不能得到該效果。另一方面，過度含有則使熱加工性和拉深性能(deep drawability)下降。因此,含有B時,優選
0.0002 0. 0020% 的范圍。在評價本發明鋼板的冷軋退火板(cold rolled and annealed steel sheet)的韌性時，在夏比沖擊試驗中選定-50°C的溫度的原因是考慮到本發明鋼在寒冷地區(coldlatitudes)的建材領域作為構造物被使用的環境，將冷軋鋼板的最終退火后，_50°C下的夏比沖擊試驗中的夏比沖擊值為100J / cm2以上評價為良好。另外，將150J / cm2以上評價為極其良好。另外，鋼板的耐腐蝕性的評價根據JIS G 0577，通過如后所述地測定點蝕電位來進行，將180mV vs SCE以上評價為良好，低于180mV vsSCE評價為不良。
此外，如后所述，冷軋鋼板的最終退火后的加工特性用平均r值評價，將該值為1.30以上的情況評價為良好。接著，對發明的鐵素體系不銹鋼的制造方法進行說明。本發明的有效的制造方法，是連續燒注(continuous casting)成鋼還(slab),加熱至110(Tl300°C的范圍進行熱軋，形成熱軋鋼卷。如果熱軋時的鋼卷卷取溫度超過650°C，則卷取后析出碳化物、金屬間化合物，從而降低韌性，因此優選將卷取溫度設為650°C以下，要求高韌性的情況下，優選將卷取溫度設為450°C以下。另外，為了制造板厚4mm以下的韌性優異的冷軋退火板或板厚2mm以下的韌性及加工性優異的冷軋退火板，從確保冷軋壓下率的觀點出發，將熱軋鋼板(也簡稱為“熱軋板”)的板厚設為6mm以上。進一步優選為7mm以上。對得到的熱軋板利用連續退火線、酸洗線，在90(Tll5(rC的范圍進行退火、酸洗。在熱軋板的連續退火線中，由于在對熱軋板賦予張力的狀態下使其通過連續退火線，所以熱軋板的韌性不充分時，有時會產生板斷裂，所以優選0°C下的熱軋板的夏比沖擊值為50J / cm2以上。接著，對熱軋退火板(對熱軋鋼板進行退火得到的鋼板)實施冷軋、最終退火，得到冷軋退火板。為了得到高韌性的冷軋退火板，優選確保冷軋時的冷軋壓下率總計為30%以上，以使在最終退火中沿軋制方向伸展的粗大的恢復組織不殘留。此外，為了得到高韌性和高加工性的冷軋退火板，優選確保冷軋壓下率為65%以上，充分積蓄應變能。另外，最終退火優選在950°C以上的溫度退火。本發明的鐵素體系不銹鋼熱軋鋼板的制造方法并不限于在此所述的方法，可使用公知的方法。實施例I對表4-1和表4-2所示的化學成分的鐵素體系不銹鋼進行熔煉，用連續澆注法制得250mm厚的鋼坯。將這些鋼坯加熱至1200°C后，粗軋至35mm厚，從1050°C開始終軋，在900°C結束，在500°C卷取為卷狀并冷卻，得到板厚5 8mm的熱軋板，然后采取(軋制方向為采取方向，沖擊方向為軋制寬度方向，試驗片的寬度為板厚)JIS Z 2202所規定的4號試驗片(其中，將寬度作為板厚尺寸)各5片，根據JIS Z 2242的規定，在試驗溫度0°C的條件實施夏比沖擊試驗。對5片試驗片的夏比沖擊值進行平均，將50J / cm2以上時為良好，低于50J / cm2時為不良。此外，將熱軋板在1050°C以上保持80秒(最高溫度IIO(TC)后，實施自然冷卻退火，得到熱軋退火板。對得到的熱軋退火板進行酸洗后，冷軋至表5所示的板厚，在980°C進行最終退火。從這些冷軋退火板采取(軋制方向為采取方向，沖擊方向為軋制寬度方向，試驗片的寬度為板厚)JIS Z 2202所規定的4號試驗片(其中，寬度設為4mm)各5片，根據JISZ 2242的規定，在試驗溫度-50°C的條件下實施夏比沖擊試驗。對5片的夏比沖擊值進行平均，將100J / cm2以上的情況為良好，低于100J / cm2的情況為不良。另外，將150J /cm2以上的情況為極其良好。并且，根據JIS G 0577，對從冷軋退火板采取的試驗片，在3. 5%NaCl溶液、30°C中，測定點蝕電位(pitting potential),評價耐腐蝕性。將180mV vs SCE以上評價為良、好，低于180mV vs SCE評價為不良。將得到的結果一并在表5示出。如表5所述，鋼板No. 4 7、10 16、18 21、23 24、26 34、36的-50°C的夏比沖擊值均為100J / cm2以上，韌性良好，點蝕電位在180mV vs SCE以上，耐腐蝕性也良好。另一方面，Nb的含量少的鋼板No. 3和Cr的含量少的鋼板No. 35的點蝕電位低于180mV vs SCE，耐腐蝕性不良。另外，由于鋼板No. 1、2、8、9、17、22、25的熱軋板的0°C的夏比沖擊值低于50J / cm2，所以在施加張力下通過連續退火線時有可能發生板斷裂，所以未進行其后的評價。另外，Ti與N的溶度積大、熱軋鋼板的板厚為5mm且基于冷軋的壓下率為20%的制造方法得到的鋼板No. 37，其-50°C的夏比沖擊值低于100J / cm2。實施例2實施例2中，除了實施例I的冷軋鋼板的冷軋壓下率和冷軋退火板的板厚以外，其余與實施例I相同。因此，實施例2的表6的鋼No.與實施例I的表4-1和表4-2以及表5所示的鋼No.相同。即，對實施例I的熱軋退火板進行酸洗后，冷軋至表6所示的板厚，在 980°C進行最終退火。沿著這些的冷軋退火板的軋制方向、與軋制方向成45°的方向、與軋制方向成90°的方向切取JIS13號B試驗片，對各試驗片賦予15%的拉伸應變后，求得平均r值。平均r值為I. 30以上為良好，低于I. 30為不良。另外，采取各5片JIS Z 2202規定的4號試驗片(軋制方向為采取方向、沖擊方向為軋制寬度方向、試驗片的寬度為板厚)，根據Jis Z 2242的規定，在試驗溫度-50°C的條件下實施夏比沖擊試驗。對5片的夏比沖擊值進行平均，將100J / cm2以上的情況評價為良好，低于100J / cm2情況評價為不良。另外，將150J / cm2以上的情況評價為極其良好。并且，根據JIS G 0577，對從冷軋退火板采取得到的試驗片，在3. 5%NaCl溶液、30°C中，測定點蝕電位，評價耐腐蝕性。將180mV vsSCE以上評價為良好，低于180mV vs SCE評價為不良。將得到的結果一并在表6示出。如表6所示，冷軋壓下率為65%以上的鋼板No. 44 47、52 56、58 61、63 64、66 74的平均r值均為I. 30以上，_50°C的夏比沖擊值為100J / cm2以上，韌性高，點蝕電位為180mV vs SCE以上，耐腐蝕性良好。另一方面，冷軋壓下率低于65%的鋼板No. 50 51的平均r值低于I. 30。另外，鋼板No. 41、42、48、49、57、62、65的熱軋板的(TC的夏比沖擊值均低于50J / cm2，因此，在施加張力下通過連續退火線時有可能發生板斷裂，所以未進行其后的評價。另外，Nb的含量少的鋼板No. 43和Cr的含量少的鋼板No. 75的點蝕電位低于180mV vs SCE,耐腐蝕性不良。另外，TiXN的溶度積大、熱軋鋼板的板厚為5mm且基于冷軋的壓下率為20%的制造方法得到的鋼板No. 77，其-50°C的夏比沖擊值低于100J / cm2。工業上的可利用性本發明提供的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，耐腐蝕性和韌性優異，有望作為卡車的裝貨臺面(back of the truck)、柵板(grating)、各種地板材料(variety of floormaterial)、零件(clasp)這樣的土木、建筑(civil engineering and construction)用途等的結構部件用等的坯料。或者，由于本發明提供的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板除了加工性，高韌性及耐腐蝕性也均優異，所以有望作為廚房設備等拉深用途、并且在家庭電化產品、卡車的裝貨臺面等輸送設備、柵板等各種地板材料、零件這樣的土木、建筑用途等的構造部件用等的坯料。
權利要求
1.一種鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，C :0. 020%以下、Si :1. 0%以下、Mn :1. 0%以下、P :0. 06% 以下、S :0. 01% 以下、Cr 18. 0 24. 0%、Mo :0. 3% 以下、Ti :0. 015% 以下、N 0. 020%以下，并且Al :0. 20 0. 40%，而且IOX (C + N)彡Nb彡0. 40%，并且，成分含量滿足下述式(A)，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成；TiXN ^ 8. OXlO-5. . . . (A) 其中，各元素符號表示鋼中的成分含量，單位為質量％。
2.根據權利要求I所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，含有Si:0. 5%以下、Mn :0. 8% 以下、Ti :0. 010% 以下。
3.根據權利要求I所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，含有C:0. 015%以下、N :0. 015% 以下。
4.根據權利要求r3中任一項所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量％計，還含有下 述組A和組B中的至少一個， 組A :選自Cu :0. 3 0. 8%, Ni :1. 0%以下及Co :1. 0%以下中的I種以上；組 B B 0. 0002 0. 0020%。
5.根據權利要求廣4中任一項所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，所述冷軋鋼板的最終退火后的夏比沖擊特性以-50°C時的夏比沖擊值計，為100J / cm2以上。
6.一種鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，是對具有權利要求廣4中任一項所述的組成的鋼坯進行加熱、熱軋、熱軋鋼板退火、酸洗、冷軋、最終退火而制造鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的方法，其中，將所述熱軋后且熱軋鋼板退火前的熱軋鋼板的厚度制成6mm以上。
7.根據權利要求6所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法， 所述熱軋鋼板的夏比沖擊特性以0°C時的夏比沖擊值計，為50J / cm2以上。
8.根據權利要求6或7所述的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的制造方法，將所述冷軋時的軋制的壓下率設為30%以上。
全文摘要
本發明的目的在于提供一種以板厚4mm時的－50℃的夏比沖擊值為100J／cm2以上為特征的韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板及其制造方法。具體而言，一種韌性優異的高耐腐蝕性鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板，以質量%計，C0.020%以下、Si1.0%以下、Mn1.0%以下、P0.06%以下、S0.01%以下、Cr18.0～24.0%、Mo0.3%以下、Ti0.015%以下、Al0.20～0.40%、N0.020%以下，并且10×(C＋N)≤Nb≤0.40%，而且成分含量滿足下述式(A)，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成。Ti×N≤8.00×10-5....(A)。
文檔編號C21D8/02GK102741445SQ201180007798
公開日2012年10月17日 申請日期2011年1月27日 優先權日2010年2月2日
發明者井手信介, 加藤康, 宇城工, 寒川孝 申請人:杰富意鋼鐵株式會社