專利名稱：奧氏體－鐵素體類不銹鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到一種含低Ni高N的奧氏體-鐵素體類不銹鋼(Stainless steel with austenite and ferrite(two-phase)structure)。
背景技術(shù)：
不銹鋼作為耐腐蝕性(corrosion resistance)良好的材料，廣泛應(yīng)用于汽車配件、建筑材料、廚房設(shè)備等領(lǐng)域中。汽車用輪罩(wheel cap)等中要求兼?zhèn)涓呃斐尚涡?punch stretchability)和耐間隙部腐蝕性(crevice corrosion resistance)的材料。不銹鋼根據(jù)鋼具有的組織，一般分類為以下四種奧氏體類不銹鋼(austenitic stainless steel)、鐵素體類不銹鋼(ferritic stainless steel)、奧氏體-鐵素體類不銹鋼、及馬氏體類不銹鋼(martensitic stainless steel)。其中，以SUS304、SUS301(JIS(Japanese Industrial Standard))為代表的奧氏體類不銹鋼具有良好的耐腐蝕性，并具有良好的加工性，因此最為廣泛地被采用。作為汽車輪罩用不銹鋼板，一般使用其中的奧氏體類不銹鋼板。
但是，奧氏體類不銹鋼和其他不銹鋼相比，雖然具有較高的加工性(workability)，但由于含有大量昂貴的Ni，因此存在價格偏高的問題。
并且，奧氏體類不銹鋼在加工至成形極限附近時，易于產(chǎn)生時效裂紋(seasoned crack)，或者對應(yīng)力腐蝕裂紋(Stress Corrosion Cracking簡稱為SCC)的易受性較強，因此當適用于燃料箱等對安全性要求極高的部位時，會產(chǎn)生問題。并且，馬氏體類不銹鋼雖然強度較好，但延展性(ductility)、拉伸成形性及耐腐蝕性較差，不適用于沖壓加工。
并且，以SUS301為代表的奧氏體類不銹鋼還被指出存在以下問題在海灣地帶因飄逸鹽分、在降雪地帶因融雪鹽分、特別是在輪和罩之間的間隙部(gap)等處，會發(fā)生腐蝕等問題，其耐腐蝕性不充分。并且如上所述，如果在成形極限(forming limit)附近進行成形，則會產(chǎn)生時效裂紋，因此存在難于適用到具有復(fù)雜形狀的部件上的問題。進一步，由于一般含有6％以上的Ni，因此存在價格昂貴的問題。
另一方面，鐵素體類不銹鋼通過增加Cr含量可提高耐腐蝕性及耐間隙部腐蝕性，并且具有難于發(fā)生時效裂紋、應(yīng)力腐蝕裂紋的優(yōu)良特性。但是，鐵素體類不銹鋼與奧氏體類不銹鋼相比，存在加工性、特別是強度-延展性平衡較差的缺點。并且，與奧氏體類不銹鋼相比，存在拉伸成形性特別低難于成形的問題。并且，馬氏體類不銹鋼在拉伸成形性和耐間隙腐蝕性方面均不充分。
因此，提出了改善鐵素體類不銹鋼的加工性的技術(shù)。例如在特開平08-020843號公報中公開了在含有5～60重量％的Cr的鐵素體類不銹鋼中，降低C及N含量，并且適量添加了Ti、Nb的深拉深成形性(deep drawability)良好的鉻鋼板及其制造方法。但是特開平08-020843號公報的鋼板為了改善深拉深性，使鋼中的C及N含量分別降低到C0.03重量％以下、N0.02重量％以下，因此鋼板強度下降，且延展性改善不充分，即，存在強度-延展性平衡差的問題。因此，將特開平08-020843號公報的鋼板適用于汽車部件時，為了獲得對部件的要求強度，所需的板厚增大，無法實現(xiàn)輕型化(weight saving)，并且存在無法適用于拉伸成形、深拉深成形、液壓成形(hydraulic forming)等較嚴格的加工的問題。
因此，位于上述奧氏體類和鐵素體類中間的奧氏體-鐵素體類不銹鋼近些年來受到矚目。該奧氏體-鐵素體類不銹鋼具有良好的耐腐蝕性。并且，奧氏體-鐵素體類不銹鋼具有良好的強度及耐腐蝕性，作為海水等高氯化物環(huán)境、油井(oil well)等嚴格的腐蝕性環(huán)境用的耐腐蝕材料被使用。但是，JIS中規(guī)定的SUS329類的奧氏體-鐵素體類不銹鋼由于含有4％(質(zhì)量比，以下相同)以上的昂貴的Ni，因此價格較高，并且存在大量消耗貴重的Ni資源的問題。
為了對應(yīng)該問題，特開平11-071643號公報中公開了在使Ni添加量限制為大于0.1％且小于1％，并且控制奧氏體穩(wěn)定性指數(shù)控制(IM指數(shù)551-805(C+N)％-8.52Si％-8.57Mn％-12.51Cr％-36.02Ni％-34.52Cu％-13.96Mo％)在40～115的范圍內(nèi)，從而獲得具有良好拉伸延展性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板。
并且，為了減少奧氏體類不銹鋼及奧氏體-鐵素體類不銹鋼的Ni含量，也進行了含有大量的N代替Ni的嘗試，例如片田康行「加圧式ESR法による高濃度窒素鋼の製造」，F(xiàn)errum，Vol.7(2002)p.848中公開了通過加壓ESR(Electro-Slag Remelting)熔化法添加大量的氮，制造實際上不含有Ni的奧氏體類不銹鋼及奧氏體-鐵素體類不銹鋼的方法。
并且，在J.Wang等的“NIKEL-FREE DUPLEX STAINLESSSTEELS，Scripta Materialia vol.40，No.1，pp.123-129，1999”中也公開了了實質(zhì)上不含Ni的、合金成本廉價的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
但是，在上述特開平11-071643號公報中公開的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板雖說提高了延展性但仍是不充分的，并且深拉深性也不充分。因此，依然存在難于適用于極度的拉伸成形、液壓成形，并且也難于適用于極度的深拉深性成形的問題。
進一步，特開平11-071643號公報公開的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的拉伸延展性較高，這一點得到認可，但由于含有大量的Mn，因此耐間隙部腐蝕性不充分，并且存在拉伸成形性無法判斷的問題。并且，存在焊接部的耐腐蝕性差的問題。即，由于奧氏體-鐵素體類不銹鋼根據(jù)用途進行焊接并使用，因此需要較好的焊接部耐腐蝕性。但是為了降低Ni，作為奧氏體生成元素的N以0.1～0.3％的范圍添加，因此在焊接部及其附近的焊接熱影響部中，因高溫固溶的N易于作為鉻氮化物析出，產(chǎn)生缺乏鉻的區(qū)域，導(dǎo)致耐腐蝕性劣化的問題。
進一步，在特開平11-071643號公報中，作為降低Ni的方法，作為奧氏體生成元素以0.1～0.3重量％的范圍添加N。因此固溶退火(solution annealing)后的冷卻速度較慢時，N作為鉻氮化物析出，存在耐腐蝕性劣化的所謂“敏感化”(sensibility，晶界的鉻碳化物、鉻氮化物的生成導(dǎo)致的耐腐蝕性劣化，以下簡稱為敏感化)的問題。
具體而言，在對板厚1.5mm以上的最終退火板進行空冷時發(fā)現(xiàn)，由于材料的冷卻速度較慢，因此冷卻時出現(xiàn)敏感化，耐腐蝕性不充分。
并且，對于最終板厚為不足1.5mm的材料，也存在作為中間工序的熱軋板退火時敏感化導(dǎo)致的問題。即，不足1.5mm的最終退火板在煉鋼、鑄造后，通過熱軋、熱軋板退火、酸洗脫氧化皮、冷軋、最終退火而制造，其中，在熱軋板退火(退火時板厚1.5～7mm)后的空冷時，材料敏感化，因此之后的酸洗時，結(jié)晶晶界被優(yōu)先浸蝕，且即使冷軋時該優(yōu)先浸蝕槽也不消失，因此存在最終退火板的表面性狀會明顯劣化的問題。為了改善表面性狀，在熱軋板退火后通過磨床進行表面切削是比較有效的，但會顯著提高成本。
綜上所述，現(xiàn)有需要一種在固溶熱處理后的冷卻時不容易敏感化的材料。
另一方面，片田康行「加壓式ESR法による高濃度窒素鋼の製造」，F(xiàn)errum，Vol.7(2002)p.848中公開的方法僅作為減少Ni的方法來看，就需要用于進行加壓熔化的大型設(shè)備，并且必須提前準備熔化原料用電極，在操作上造成成本上升的因素較多。進一步，僅將Ni置換為N，也不會獲得兼?zhèn)淅斐尚涡院湍烷g隙腐蝕性的材料。
并且，在J.Wang等的“NIKEL-FREE DUPLEX STAINLESSSTEELS，Scripta Materialia Vol.40，No.1，pp.123-129，1999”中公開的方法中，為節(jié)約Ni，同時添加Mn10質(zhì)量％、N0.35～0.45質(zhì)量％的大量的Mn及N，因此熱加工性不充分，在熱加工時，易于產(chǎn)生裂紋、瑕疵。雖然合金成本較低，但存在發(fā)生表面切削、鋼材切落等提高成本的因素。
本發(fā)明的目的在于提供一種具有良好的延展性及深拉深性、較高的成形性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
并且，本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)中的問題，提供一種可節(jié)約Ni的量的同時兼?zhèn)涓呃斐尚涡院湍烷g隙腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
并且，本發(fā)明的目的在于解決上述現(xiàn)有技術(shù)中的問題，提供一種可以以較低的成本實現(xiàn)Ni資源的節(jié)約的同時具有良好的焊接部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
并且，本發(fā)明是為了解決上述問題而提出的，目的在于提供一種具有良好的耐晶界腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明人們?yōu)榱烁纳坪懈邇r的Ni的奧氏體類以外的不銹鋼的成形性，對具有各種成分及鋼組織的不銹鋼進行了成形性評價。
結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，存在具有較高延展性的情況。在對其原因進一步進行研究時發(fā)現(xiàn)，奧氏體相的百分率及奧氏體相中的C及N的含量對延展性產(chǎn)生較大影響，特別是通過將由奧氏體相中的C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo的含量所規(guī)定的奧氏體相的應(yīng)變穩(wěn)定度調(diào)整在適當?shù)姆秶鷥?nèi)，可進一步獲得更高的延展性。并且發(fā)現(xiàn)，具有該高延展性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼還具有較好的深拉深性，從而達到了本發(fā)明的開發(fā)。
并且，發(fā)明人們?yōu)榱私鉀Q上述課題，對鋼中的Ni量為1質(zhì)量％以下、鋼中的N量為0.05質(zhì)量％以上的各種奧氏體-鐵素體類不銹鋼進行了深入研究。
并且發(fā)現(xiàn)，在鋼中的Mn量為2質(zhì)量％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，拉伸成形性和耐間隙腐蝕性提高。
并且發(fā)現(xiàn)，在鋼中的Mn量為4質(zhì)量％以上12質(zhì)量％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，焊接部的耐腐蝕性提高。
進一步發(fā)現(xiàn)，鋼中的Si量對鉻氮化物的析出產(chǎn)生影響，當鋼中Si量為0.4質(zhì)量％以下時，耐晶界腐蝕性提高，從而達到本發(fā)明。
即，本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼如下所述構(gòu)成。
1.一種奧氏體-鐵素體類不銹鋼，由含有鐵素體相和奧氏體相的金屬組織構(gòu)成，所述奧氏體相中的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％，所述奧氏體相的體積率為10～85％。
2.在上述1中，拉伸試驗中的總伸長率為48％以上。
3.在上述1或2中，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
4.在上述3的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，所述不銹鋼含有Mn10質(zhì)量％以下、Ni1～3質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
5.在上述3的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，所述不銹鋼含有Si1.2質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
6.在上述3的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，所述不銹鋼含有Si1.2質(zhì)量％以下、Mn4～12質(zhì)量％、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
7.在上述3的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，所述不銹鋼含有Si0.4質(zhì)量％以下、Mn2～4質(zhì)量％、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
8.一種具有良好的深拉深成形性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn10質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni1～3質(zhì)量％、N0.05～0.6質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的奧氏體相和鐵素體相的雙相不銹鋼板，其中，所述奧氏體相中的C+N為0.16～2質(zhì)量％，該奧氏體相的面積率為10～85％。
9.一種具有良好的拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si1.2質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織中的奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
10.一種具有良好的焊接部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si1.2質(zhì)量％以下、Mn4質(zhì)量％以上12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
11.一種具有良好的耐晶界腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si0.4質(zhì)量％以下、Mn2～4質(zhì)量％、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
12.在上述3～11的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，除了所述成分組成外，進一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種。
13.在上述3～12的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，除了所述成分組成外，進一步含有V0.5質(zhì)量％以下。
14.在上述3～13的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，除了所述成分組成外，進一步含有Al0.1質(zhì)量％以下。
15.在上述3～14的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，其特征在于，除了所述成分組成外，進一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1質(zhì)量％以下中的任意一種或二種以上。
16.在上述9～15的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，其特征在于，所述奧氏體相中的(C+N)含量以質(zhì)量比計為0.16％以上、2％以下。
根據(jù)本發(fā)明，可廉價地提供一種不含有大量昂貴的Ni、具有較好的延展性及深拉深性、較高的成形性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼由于具有較好的成形性，因此適用于汽車配件、建筑材料、廚房設(shè)備等領(lǐng)域中的較嚴格的拉伸成形、深拉深成形、液壓成形(hydroforming)。
并且，本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼雖然因Ni含量較少而價格較低，但具有良好的拉伸成形性及耐間隙部腐蝕性。由此，可不產(chǎn)生時效裂紋地、經(jīng)濟地制造汽車輪罩等復(fù)雜形狀的加工物。
并且，根據(jù)本發(fā)明，可提供一種可實現(xiàn)Ni資源的節(jié)約化的同時，具有良好的焊接部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。這樣一來，可經(jīng)濟地制造海水等高氯化物環(huán)境、油井等嚴格的腐蝕性環(huán)境用的耐腐蝕性材料。
并且，根據(jù)本發(fā)明，Ni量少N量高，且不會因敏感化而產(chǎn)生耐腐蝕性劣化，可獲得具有良好耐腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板。并且，本發(fā)明的不銹鋼板含Ni率較低，因此有利于環(huán)境保護，并且較為經(jīng)濟而優(yōu)選，還具有上述優(yōu)良特性，因此有產(chǎn)業(yè)化上較為有利。


圖1是表示奧氏體相中的C和N的總量和奧氏體相百分率對本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的總伸長率的影響的圖表。
圖2是表示本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的總伸長率和奧氏體相的加工誘發(fā)馬氏體指數(shù)(Md(γ))的關(guān)系的圖表。
圖3是表示本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中的總伸長率和極限拉深比(LDRLimited Drawing Ratio)的關(guān)系的圖表。
圖4是表示鋼板中的Ni含量、奧氏體相百分率及奧氏體相中的C和N的總量與極限拉深比的關(guān)系的圖表。
圖5是表示Ni含量為1％以下且奧氏體相百分率為40～50體積％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板中的Mn含量對拉伸成形性的影響的圖表。
圖6是表示Mn含量對Ni含量為1％以下且奧氏體相百分率為40～50體積％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的室外暴露試驗結(jié)果的影響的圖表。
圖7是表示奧氏體相百分率與Mn含量為2％以下、Ni含量為1％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的拉伸成形性(埃里克森(Erichsen)值)的關(guān)系的圖表。
圖8是表示耐間隙部腐蝕試樣的示意圖。
圖9是表示將含有焊接部、熱影響部及母材部的焊接試驗材料在0.035％(質(zhì)量比)的氯化鈉溶液中、30分鐘保持為100～300mV vs SCE.的電位時的腐蝕有無與Mn含量的關(guān)系的圖表。
圖10是表示奧氏體相百分率對含有母材部的焊接試驗材料的耐腐蝕性的影響的圖表。
具體實施例方式
對本發(fā)明涉及的不銹鋼進行說明。
(1)具有良好的延展性及深拉深性、高成形性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼本發(fā)明的不銹鋼是主要由奧氏體相和鐵素體相構(gòu)成的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。并且，本發(fā)明發(fā)現(xiàn)，在以上述兩種相為主的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，奧氏體相的體積百分率、及該奧氏體相中含有的C和N的含量對成形性產(chǎn)生較大的影響，在規(guī)定其最佳值時存在特征。并且，在本發(fā)明的不銹鋼中，奧氏體相和鐵素體相以外的鋼組織以馬氏體相為主。
本發(fā)明涉及的奧氏體-鐵素體類不銹鋼需要使奧氏體相百分率相對于鋼的整體組織的體積率為10～85％。當奧氏體相的百分率不滿10％時，具有良好延展性的奧氏體相較少，因此無法獲得較高的成形性。另一方面，當超過85％時，會出現(xiàn)SCC裂紋。優(yōu)選的奧氏體相的百分率是體積率為15～80％的范圍。
并且，奧氏體相百分率是指組織中占有的奧氏體的體積率，作為典型可通過以下方法決定在顯微鏡下觀察鋼組織，通過線段法或面積法測定組織中占有的奧氏體的比例。具體而言，在研磨樣品后，在赤血鹽溶液(鐵氰化鉀(K3[Fe(CN)6])30g+氫氧化鉀(KOH)30g+水(H2O)60ml)中進行腐蝕后，在光學(xué)顯微鏡下可判別鐵素體相為灰色、奧氏體相及馬氏體相為白色，因此通過圖像解析求得灰色部分和白色部分所占據(jù)的百分率，將白色部分的百分率作為奧氏體相百分率。嚴格來說在本方法中，由于無法分辨奧氏體和馬氏體相，因此白色部分中不僅有奧氏體相，也可能含有馬氏體相，但即使在白色部分中含有馬氏體相時，如果滿足通過本方法測定的奧氏體相百分率及其他條件的話，也可實現(xiàn)本發(fā)明的目的效果。
上述奧氏體相的體積百分率可通過調(diào)整鋼的成分組成和最終退火工序的退火條件(溫度、時間)來控制。具體而言，Cr、Si、Mo量低、C、N、Ni、Cu量高時，奧氏體相百分率增加。并且，退火溫度過高時，奧氏體相百分率減少，而當過低時，C、N作為碳氮化物析出，固溶量減少，對奧氏體相穩(wěn)定化的作用降低，奧氏體相百分率仍減少。即，存在根據(jù)鋼成分組成可獲得最大的奧氏體相百分率的溫度范圍，在本發(fā)明的成分組成中，該溫度為700～1300℃的范圍。退火時間越長，越接近由鋼的成分組成和溫度決定的平衡狀態(tài)的奧氏體相百分率，因而優(yōu)選，但只要確保30秒左右以上就足夠了。
并且，本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼需要使奧氏體相中含有的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％。當奧氏體相中的C和N的總量不滿0.16質(zhì)量％時，加工誘發(fā)馬氏體相的強度較低，因此無法獲得充分的成形性。另一方面，當C和N的總量超過2質(zhì)量％時，退火后冷卻時，析出大量的碳化物、氮化物，反而對延展性產(chǎn)生不利影響。優(yōu)選C和N的總量為0.2～2質(zhì)量％的范圍。
奧氏體相中的C、N含量的控制，可通過調(diào)整鋼的成分組成和退火條件(溫度、時間)來進行。上述鋼的成分組成和退火條件的關(guān)系受到C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo等多種鋼成分的影響，因此無法一概而論，當鋼中的C、N及Cr量較多時，一般奧氏體相中的C、N量也增加。并且，當鋼的成分組成相同時，用于固溶的退火后的奧氏體相百分率越低，奧氏體相中的C、N稠化的情況越多。并且，奧氏體相中的C、N的測定例如可通過EPMA來進行。
奧氏體相的體積百分率及奧氏體相中含有的C和N的總量影響成形性的原因目前還不十分明確，發(fā)明人認為是以下原因。
當鋼受到拉伸變形時，在經(jīng)過均勻變形后，局部產(chǎn)生縮頸(中間變細)，并最終斷裂，這是較為普遍的。但是，本發(fā)明的不銹鋼由于存在奧氏體相，當開始產(chǎn)生微小的縮頸時，該部位的奧氏體相加工誘發(fā)相變?yōu)轳R氏體相，與其他部位相比變硬。因此，該部位的縮頸不會繼續(xù)發(fā)展，而其他部位變形進展的結(jié)果是，鋼整體平均地變形，獲得較高的延展性。特別是，奧氏體相中的C和N的總量較高的本發(fā)明的不銹鋼即使在等量的奧氏體相百分率下，與奧氏體相中的C和N的總量較少的其他不銹鋼相比，在縮頸部產(chǎn)生的馬氏體相的硬度較高，有效地得到加工誘發(fā)馬氏體相引起的延展性提高的效果。其中，奧氏體相中的C和N根據(jù)鋼中的含量及熱處理條件，在奧氏體相中稠化度顯著變化。并且，奧氏體相與成形性相關(guān)，奧氏體相百分率越高，成形性越好。因此，調(diào)整鋼組成、熱處理條件，可提高奧氏體相百分率，并且如果提高奧氏體相中的C+N的量，則奧氏體相穩(wěn)定化，受到加工時可適度產(chǎn)生加工誘發(fā)相變，可獲得良好的加工性。因此，需要使奧氏體相百分率為10％以上、奧氏體相中的C+N量為0.16質(zhì)量％以上。另一方面，如果奧氏體相中的C+N量不滿0.16質(zhì)量％，則奧氏體相不穩(wěn)定，加工時奧氏體相的大多數(shù)相變?yōu)轳R氏體相，延展性下降，因此無論怎樣提高奧氏體相百分率，沖壓成形性不會提高。并且，之所以將奧氏體相百分率限定為85％以下，是因為當超過85％時，SCC易受性會增大而不優(yōu)選。
并且，本發(fā)明的不銹鋼板，特別地，需要是含有3質(zhì)量％以下的Ni、主要由奧氏體相和鐵素體相構(gòu)成的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板。即，本發(fā)明在含有3質(zhì)量％以下的Ni、主要為奧氏體-鐵素體的不銹鋼板中，特征在于如下發(fā)現(xiàn)奧氏體相的相百分率、及該奧氏體相中含有的C和N的總量對沖壓成形性(press formability)產(chǎn)生很大影響。
進一步，發(fā)明人們發(fā)現(xiàn)，在本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，通過根據(jù)奧氏體相中的C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、Mo含量，將下述式(1)所定義的奧氏體相的加工誘發(fā)馬氏體指數(shù)(Md(γ))控制在-30～90的范圍，可進一步獲得更高的延展性，具體而言，即使板厚為0.8mm也可獲得48％以上的總伸長率。
Md(γ)＝551-462(C(γ)+N(γ))-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)-18.5Mo(γ)……(1)其中，C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)、及Mo(γ)分別是奧氏體相中的C量(質(zhì)量％)、N量(質(zhì)量％)、Si量(質(zhì)量％)、Mn量(質(zhì)量％)、Mo量(質(zhì)量％)、Ni量(質(zhì)量％)、Cu量(質(zhì)量％)、Cr量(質(zhì)量％)。
上述Md(γ)是表示奧氏體相受到加工時的加工誘發(fā)馬氏體相變的難易度的指數(shù)，該指數(shù)越高，則意味著越容易發(fā)生伴隨加工的馬氏體相變。并且，上述Md(γ)是-30～90的范圍的原因是，當不滿-30時，難于產(chǎn)生加工誘發(fā)馬氏體相變，因此當開始產(chǎn)生微小的縮頸時，微小縮頸部產(chǎn)生的加工誘發(fā)馬氏體量較少，并且，當Md(γ)超過90時，在開始產(chǎn)生微小縮頸前，鋼整體中奧氏體相產(chǎn)生馬氏體相變，當開始產(chǎn)生微小縮頸時，作為加工誘發(fā)馬氏體基礎(chǔ)的奧氏體相變少。因此，僅在將Md(γ)控制在-30～90的范圍時，在開始產(chǎn)生微小縮頸時，縮頸部位產(chǎn)生的馬氏體量最佳化，表現(xiàn)非常高的延展性。
本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼如上所述，不僅具有良好的延展性，而且兼?zhèn)漭^高的深拉深性。這是因為，在深拉深加工中，特別是在相變集中易于產(chǎn)生裂紋的角落部分，由于與上述奧氏體相百分率及奧氏體相中的C和N的總量對延展性產(chǎn)生的改善效果相同的原因，適度產(chǎn)生加工誘發(fā)馬氏體相變引起的硬化，延展性被改善，其結(jié)果抑制了局部變形。
接著對限定本發(fā)明涉及的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的成分組成的原因進行說明。
C0.2質(zhì)量％以下C是提高奧氏體相百分率、并稠化于奧氏體相中以提高奧氏體相的穩(wěn)定度的重要元素。為獲得該效果，優(yōu)選為0.003質(zhì)量％以上。但是當C量超過0.2質(zhì)量％時，用于使C固溶的熱處理溫度明顯上升，生產(chǎn)性下降。因此C量限制為0.2質(zhì)量％以下。優(yōu)選不滿0.15質(zhì)量％。進一步，從改善耐應(yīng)力腐蝕裂紋性的角度出發(fā)，優(yōu)選C不滿0.10質(zhì)量％。進一步優(yōu)選限制為0.05質(zhì)量％以下。并且，如果滿足C量為0.2質(zhì)量％以下的條件，則焊道、熱影響部及母材的任意部位均具有良好的焊接部的耐腐蝕性。這一點在下述實施例4等中可得到確認。但是，當C含量為0.10質(zhì)量％以上時，耐應(yīng)力腐蝕裂紋性明顯劣化。因此，本發(fā)明中的C含量為0.2質(zhì)量％以下，考慮到耐應(yīng)力腐蝕裂紋性時，為不足0.10質(zhì)量％，優(yōu)選為0.05質(zhì)量％以下。這一點由下述實施例5的表10有表11可得到確認。
Si4質(zhì)量％以下Si是作為脫氧劑添加的元素。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。但是，當Si的添加量超過4質(zhì)量％時，鋼材強度變大，冷加工性劣化，因此為4質(zhì)量％以下。從熱加工性的角度出發(fā)，優(yōu)選為1.2質(zhì)量％以下。進一步，從防止敏感化(晶界的鉻碳化物、鉻氮化物的生成引起的耐腐蝕性劣化)引起的耐腐蝕性劣化的觀點出發(fā)，更優(yōu)選Si量限制在0.4質(zhì)量％以下。
Mn12質(zhì)量％以下Mn作為脫氧劑或奧氏體相的Md(γ)調(diào)整用元素起作用，可適當添加。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。但是當添加量超過12質(zhì)量％時，熱加工性劣化，因此優(yōu)選為12質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選10質(zhì)量％以下，更優(yōu)選8質(zhì)量％以下。進而優(yōu)選為7質(zhì)量％以下。
P0.1質(zhì)量％以下P是對熱加工性、耐間隙部耐腐蝕性有害的元素，特別是當超過0.1質(zhì)量％時，其不良影響較為明顯，因此優(yōu)選為0.1質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選0.05質(zhì)量％以下。
S0.03質(zhì)量％以下S是對熱加工性有害的元素，特別是當超過0.03質(zhì)量％時，其不良影響較為明顯，因此優(yōu)選為0.03質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.02質(zhì)量％以下。
Cr15質(zhì)量％～35質(zhì)量％Cr是使不銹鋼具有耐腐蝕性的最重要的元素，當不滿15質(zhì)量％時，無法獲得充分的耐腐蝕性、耐間隙部耐腐蝕性。另一方面，Cr是鐵素體穩(wěn)定化元素，當其量超過35質(zhì)量％時，難于在鋼中產(chǎn)生奧氏體相。因此，Cr優(yōu)選限制在15～35質(zhì)量％的范圍。更優(yōu)選為17質(zhì)量％～30質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為18質(zhì)量％～28質(zhì)量％。
Ni3質(zhì)量％以下Ni是奧氏體生成元素，并且是對耐間隙腐蝕性有改善效果的元素。但是其含量超過3質(zhì)量％時，鐵素體相中的Ni量增加，鐵素體相的延展性劣化，并且會導(dǎo)致成本上升，因此優(yōu)選為3質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為2質(zhì)量％以下。此外，從改善低溫韌性的角度出發(fā)，優(yōu)選含有0.1質(zhì)量％以上。為了提高耐間隙腐蝕性，優(yōu)選為1質(zhì)量％以上。
N0.05質(zhì)量％～0.6質(zhì)量％N和C一樣，是可提高奧氏體相百分率、并稠化于奧氏體相中以使奧氏體相穩(wěn)定的元素。但是，當N超過0.6質(zhì)量％時，鑄造時產(chǎn)生氣孔，難于進行穩(wěn)定的制造。并且，不得不采用加壓熔化等不經(jīng)濟的方法。另一方面，當不滿0.05質(zhì)量％時，奧氏體相中的N的稠化變得不充分。因此優(yōu)選為0.05質(zhì)量％～0.6質(zhì)量％。更優(yōu)選為0.1質(zhì)量％～0.4質(zhì)量％。
進一步，從γ相生成的角度出發(fā)，優(yōu)選為0.18質(zhì)量％以上，從熱加工性的角度出發(fā)，優(yōu)選為0.34質(zhì)量％以下。
本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼除了上述成分以外，可以下述范圍含有Cu、Mo。
Cu4質(zhì)量％以下Cu為了提高耐腐蝕性可適當添加。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.1質(zhì)量％以上。但是當超過4質(zhì)量％時，熱加工性劣化，因此優(yōu)選限制為4質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選為2質(zhì)量％以下。
Mo4質(zhì)量％以下Mo為了提高耐腐蝕性可適當添加。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.1質(zhì)量％以上。但是當超過4質(zhì)量％時，其效果飽和，因此優(yōu)選限制為4質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選為2質(zhì)量％以下。
進一步，本發(fā)明的不銹鋼除了上述成分以外，也可以下述范圍含有V、Al、B、Ca、Mg、REM及Ti。
V0.5質(zhì)量％以下V是使鋼板組織細微化、提高強度的元素，因此可根據(jù)需要添加。為獲得其效果，優(yōu)選為0.005質(zhì)量％以上。但當超過0.5質(zhì)量％時，用于使C、N固溶的熱處理溫度明顯變高，導(dǎo)致生產(chǎn)性下降。并且，當超過0.5質(zhì)量％時，即使提高退火溫度也難于降低V化合物的析出，拉伸成形性變差。因此，V添加量優(yōu)選限制為0.5質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.2質(zhì)量％以下。
Al0.1質(zhì)量％以下Al是強力的脫氧劑，可適當添加。為獲得其效果，優(yōu)選為0.003質(zhì)量％以上。但當超過0.1質(zhì)量％時，形成氮化物成為產(chǎn)生表面瑕疵的原因，因此優(yōu)選限制為0.1質(zhì)量％以下。更優(yōu)選為0.02質(zhì)量％以下。
B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1質(zhì)量％以下中的任意一種或二種以上B、Ca、Mg作為提高熱加工性的成分可適當添加。為獲得其效果，優(yōu)選為0.0003質(zhì)量％以上。更優(yōu)選為0.001質(zhì)量％以上。進一步優(yōu)選0.002質(zhì)量％以上。但是，當超過0.01質(zhì)量％時，耐腐蝕性劣化，因此優(yōu)選分別限制為0.01質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選分別為0.005質(zhì)量％以下。同樣，REM、Ti作為提高熱加工性的成分可適當添加。為獲得其效果，優(yōu)選為0.002質(zhì)量％以上。但當超過0.1質(zhì)量％時，耐腐蝕性劣化，因此優(yōu)選分別限制為0.1質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選為0.05質(zhì)量％以下。上述REM表示La、Ce等稀土類元素。
Nb2質(zhì)量％以下
Nb可作為抑制敏感化(晶界的鉻碳化物、鉻氮化物的生成而導(dǎo)致的耐腐蝕性劣化)的元素而添加。為獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。但不超過2質(zhì)量％時，Nb的碳氮化物大量產(chǎn)生，鋼中的固溶C、N被消耗，因而不優(yōu)選。
本發(fā)明的不銹鋼中，除上述成分以外的余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。即使在雜質(zhì)中，從防止夾雜物導(dǎo)致表面瑕疵的角度出發(fā)，也優(yōu)選O(氧)限制在0.05質(zhì)量％以下。
本發(fā)明的鋼的制造方法要使奧氏體相的體積百分率為10％～85％的范圍，或者進一步使奧氏體相中的C、N含量為0.16質(zhì)量％～2質(zhì)量％的范圍，因此如上所述，調(diào)整鋼的成分組成和最終退火工序的退火條件(溫度、時間)是非常重要的。
具體而言，Cr、Si、Mo量越低，C、N、Ni、Cu量越高時，奧氏體相百分率越增加。并且，退火溫度過高時，奧氏體相百分率減小，另一方面，當過低時，C、N作為碳氮化物析出，固溶量減小，對奧氏體相的穩(wěn)定化的作用下降，奧氏體相百分率還會減少。即，存在根據(jù)鋼成分組成獲得最大奧氏體相百分率的溫度范圍，在本發(fā)明的成分組成中，該溫度為700～1300℃范圍。退火時間越長，越接近由鋼的成分組成和溫度決定的平衡狀態(tài)的奧氏體相百分率，但只要確保30秒左右以上就足夠了。
并且，當鋼中的C、N及Cr量多時，一般奧氏體相中的C、N量也會增加。并且，鋼的成分組成相同時，用于固溶的退火后的奧氏體相百分率越低，C、N稠化于奧氏體相中的情況越多，因此需要考慮這一點。
此外，當本發(fā)明的鋼為不進行最終退火工序的熱軋板時，優(yōu)選將熱軋的完成溫度控制為700～1300℃的范圍。本發(fā)明鋼為熱軋退火板時，優(yōu)選使熱軋板退火溫度為700～1300℃的范圍。并且，本發(fā)明鋼為冷軋退火板時，優(yōu)選使冷軋后的最終退火溫度為700～1300℃的范圍。
上述方法的制造方法可根據(jù)通常的奧氏體類不銹鋼的制造方法來進行。具體對制造方法進行如下說明。
例如，可通過以下方法來制造。但本發(fā)明的鋼不限于下述制造方法。
在利用轉(zhuǎn)爐或電爐等進行精煉后，根據(jù)需要進行VOD(真空氧脫碳Vacuum Oxygen Decarburization)或AOD(氬氧脫碳精煉ArgonOxygen Decarburization)等的二次精煉，以熔煉鋼。并且，在熔煉時，可通過真空熔化或?qū)⒌謮嚎刂茷?～1大氣壓的氣氛下熔煉。熔煉的鋼水可根據(jù)公知的鑄造方法(連續(xù)鑄造，開坯等)制造為100～300mm厚的板坯。板坯被加熱為900～1500℃，通過熱軋(可逆軋制或單向軋制)制造為所需的板厚1.5mm～10mm的熱軋板。
該熱軋板根據(jù)需要進行700～1300℃的退火后，通過酸洗等脫氧化皮，成為熱軋退火板。
根據(jù)用途不同，對熱軋板或熱軋退火板進行冷軋，制造成板厚0.1mm～8mm的冷軋板。此時，為了獲得所需的冷軋板的板厚，反復(fù)進行1次～多次退火、酸洗、冷軋。該冷軋板如上所述在700～1300℃退火后進行酸洗，從而制造出冷軋退火板。
無論是熱軋鋼板、熱軋退火板、冷軋退火板的哪種鋼板，通過采用使鋼板的奧氏體相的體積百分率均為10％～85％的范圍，或者進一步使奧氏體相中的C、N含量為0.16質(zhì)量％～2質(zhì)量％范圍內(nèi)的制造條件，可獲得本發(fā)明的效果。并且，任意一種鋼板的表面最終狀態(tài)(JISG4305(2003)中規(guī)定的No.2D，No.2B，BA，研磨精加工等)均可實現(xiàn)本發(fā)明的效果。進一步，不僅上述軋制板，而且線材、管材、型鋼等也可獲得本發(fā)明的效果。
實施例1將具有表1所示的成分組成的各種鋼通過真空熔化、或?qū)⒌謮嚎刂茷?～1大氣壓的氣氛下進行熔煉，制造成鋼板坯后，加熱到1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚3～4mm)、熱軋板退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，在表2所示的退火溫度下進行1分鐘的最終退火，制造成奧氏體相百分率及奧氏體相中的C和N的總量不同的板厚0.8mm的各種冷軋退火板。
對如上制造的冷軋退火板通過以下要領(lǐng)進行組織觀察、奧氏體相中的成分分析、拉伸試驗及極限拉深比(LDRLimited Drawing Ratio)的測定。
<組織觀察>
對上述冷軋退火板的軋制方向的截面組織利用光學(xué)顯微鏡在整體厚×0.1mm以上的范圍內(nèi)進行觀察，測定奧氏體相的面積率作為奧氏體相百分率。具體而言，在研磨樣品的軋制方向截面后，用赤血鹽溶液(鐵氰化鉀30g+氫氧化鉀30g+水60ml)或王水進行腐蝕，之后進行黑白照片拍攝，通過圖像解析求得白色部分(奧氏體相和馬氏體相)和灰色部分(鐵素體相)占據(jù)的比例，將白色部分的百分率作為奧氏體相百分率。白色部分不僅含有奧氏體相，有時也含有馬氏體相，但本發(fā)明的不銹鋼中馬氏體相是微量的，因此可將本方法測定的值作為奧氏體相百分率來使用。并且，白色部分和灰色部分有時會反轉(zhuǎn)，這種情況下，可根據(jù)奧氏體相的析出形態(tài)判別奧氏體相和鐵素體相。
<奧氏體相中的成分分析>
利用研磨了上述截面的樣品，進行EPMA下的奧氏體相中的成分分析。具體而言，C、N具有稠化于奧氏體相的特征，因此首先對截面全體進行C、或N的定性標繪(mapping)，在特定了奧氏體相的基礎(chǔ)上，以電子束不照射到鐵素體相的方式，對奧氏體相的大致中心部分進行C、N、Si、Mn、Cr、Ni、Cu、及Mo的定量分析。測定區(qū)域約為1μmφ的范圍，對各樣品進行三點以上測定，將其平均值作為代表值。并且以該測定值為基礎(chǔ)，通過下述式(1)求得加工誘發(fā)馬氏體指數(shù)Md(γ)。
Md(γ)＝551-462(C(γ)+N(γ))-9.2Si(γ)-8.1Mn(γ)-13.7Cr(γ)-29Ni(γ)-29Cu(γ)-18.5Mo(γ)……(1)其中，C(γ)、N(γ)、Si(γ)、Mn(γ)、Cr(γ)、Ni(γ)、Cu(γ)、及Mo(γ)分別是奧氏體相中的C量(質(zhì)量％)、N量(質(zhì)量％)、Si量(質(zhì)量％)、Mn量(質(zhì)量％)、Mo量(質(zhì)量％)、Ni量(質(zhì)量％)、Cu量(質(zhì)量％)、Cr量(質(zhì)量％)<拉伸試驗>
從冷軋退火板中在相對于軋制方向0°(平行)、45°、及90°的各方向采取JIS13號B拉伸試樣，在室溫、大氣中、以拉伸速度10mm/分的條件進行拉伸試驗。在拉伸試驗中，測定各方向斷裂為止的總伸長率，用下述公式計算平均拉伸率(E1)，將其作為總伸長率進行評價。
E1＝{E1(0°)+2E1(45°)+E1(90°)}/4<極限拉深比>
從上述冷軋退火板中，沖裁直徑(坯料直徑)改變?yōu)楦鞣N大小的圓形的試樣，將該試樣在沖頭直徑35mm、板壓力1ton的條件下，進行圓筒拉深成形，無斷裂的可拉深的最大坯料直徑被沖頭直徑除，求得極限拉深比(LDR)，評價深拉深性。并且，使用于圓筒拉深成形的試樣的沖裁直徑變化，以使拉深比為0.1間隔。
將上述試驗結(jié)果記載在表2中。圖1根據(jù)表2的所示的結(jié)果，表示奧氏體相中的C和N的總量及奧氏體相百分率對總伸長率產(chǎn)生的影響。從中可知，即使是同一奧氏體相百分率，奧氏體相中的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％的本發(fā)明的鋼，與奧氏體相中的C和N的總量不足0.16質(zhì)量％的鋼相比，具有較高的拉伸值，延展性優(yōu)良。
圖2同樣根據(jù)表2的結(jié)果，表示加工誘發(fā)馬氏體指數(shù)(Md(γ))對拉伸率的影響。從該圖2可知，奧氏體相中的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％的本發(fā)明的鋼通過將Md(γ)控制在適當?shù)姆秶鷥?nèi)，可進一步被大大改善，特別是將Md(γ)控制在-30～90的范圍時，總伸長率為48％以上(板厚0.8mm)，可獲得非常良好的延展性。
并且，圖3表示總伸長率和極限拉深比(LDR)的關(guān)系。從圖3可知，本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼與比較鋼相比，具有相當高的極限拉深比，不僅延展性良好，而且深拉深性也同樣良好。
對利用表1的No.13、18熱軋到1.7mm的熱軋板(完成溫度1000℃)、或者進一步以1050℃退火1分鐘的熱軋退火板，采用和上述冷軋退火板同樣的方法進行奧氏體相百分率、奧氏體相中的C+N量、拉伸試驗及極限拉深比的測定。
其結(jié)果是，熱軋板的奧氏體相百分率分別為59％、57％，奧氏體相中的C+N量分別為0.40質(zhì)量％、0.43質(zhì)量％，總伸長率分別為58％、60％，極限拉深比分別為2.3、2.4。并且，熱軋退火板的奧氏體相百分率分別為60％、59％，奧氏體相中的C+N量分別為0.39質(zhì)量％、0.42質(zhì)量％，總伸長率分別為60％、61％，極限拉深比分別為2.4、2.4。其結(jié)果是，熱軋板和熱軋退火板均具有和冷軋退火板同樣的性能。
實施例2將具有表3所示的成分組成的各種鋼通過真空熔化、或控制氮分壓的氣氛下進行熔煉，在制造成鋼板坯后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚3～4mm)、退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，之后，在控制了氮分壓的氣氛下，如表4所示，在950～1300℃的溫度范圍下進行30～600秒的最終退火，制造成奧氏體相百分率及奧氏體相中的C+N量不同的板厚1.25mm的各種冷軋退火板。對這些冷軋退火板通過以下要領(lǐng)進行組織觀察、奧氏體相中的C、N分析、及極限拉深比(LDR)的測定。
并且，組織觀察和奧氏體相中的C、N分析和極限拉深比和實施例1同樣來進行。
將上述測定結(jié)果記載在表4中。并且，圖4表示鋼中的Ni量、奧氏體相百分率及奧氏體相中的C+N量對極限拉深比產(chǎn)生的影響。從該結(jié)果可知，滿足本發(fā)明的條件、即含有1～3質(zhì)量％的Ni、奧氏體相百分率為10～85％、且奧氏體相中的C+N量為0.16～2％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的極限拉深比均為2.1以上的較高的值，具有良好的深拉深性。與之相對，奧氏體相百分率為10～85％范圍以外及/或奧氏體相中的C+N量不滿0.16質(zhì)量％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的極限拉深比均不滿2.1，深拉深性較差。并且，即使奧氏體相百分率及奧氏體相中的C+N量在本發(fā)明范圍內(nèi)，鋼板中的Ni量超過3質(zhì)量％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的極限拉深比仍不足2.1而較低，深拉深性較差。
對利用表3的No.3、5熱軋到1.7mm的熱軋板(完成溫度1000℃)、進一步以1050℃退火1分鐘的熱軋退火板，采用和上述冷軋退火板同樣的方法進行奧氏體相百分率、奧氏體相中的C+N量、及極限拉深比的測定。
其結(jié)果是，熱軋板的奧氏體相百分率分別為81％、53％，奧氏體相中的C+N量分別為0.16質(zhì)量％、0.54質(zhì)量％，極限拉深比分別為2.4、2.5，熱軋退火板的奧氏體相百分率分別為79％、52％，奧氏體相中的C+N量分別為0.16質(zhì)量％、0.53質(zhì)量％，極限拉深比分別為2.4、2.6。其結(jié)果是，熱軋板和熱軋退火板均具有和冷軋退火板同樣的性能。
并且，在本發(fā)明中，根據(jù)用途不同，和上述(1)所述的獲得高成形性相比，也可獲得下述說明中的以(2)拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性、(3)焊接部腐蝕性、或者(4)耐晶界腐蝕性的改善為重點的鋼板。為此進行以下規(guī)定。下述發(fā)明也屬于本發(fā)明的范圍。
(2)具有良好拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼在本發(fā)明中，在上述(1)所述組成的鋼(含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼。或者進一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種的鋼?；蛘哌M一步含有V0.5質(zhì)量％以下的鋼?；蛘哌M一步含有Al0.1質(zhì)量％以下的鋼?；蛘哌M一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1％以下中的任意一種或二種以上的鋼(但沒有奧氏體相的C+N量的規(guī)定))中，特別通過使Si1.2質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下，和含有15質(zhì)量％～35質(zhì)量％的和本發(fā)明同等程度的Cr的奧氏體類不銹鋼、及鐵素體類不銹鋼相比，表現(xiàn)良好的耐間隙部腐蝕性。并且可以推測，在奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，Cr稠化到鐵素體相中、且N稠化到奧氏體相中，從而強化各個相的鈍化膜。
以下闡述規(guī)定的理由。
Si1.2質(zhì)量％以下Si是作為脫氧材料有效的元素。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。當其含量超過1.2質(zhì)量％時，熱加工性劣化，因此為1.2質(zhì)量％以下，優(yōu)選1.0質(zhì)量％以下，考慮到敏感化引起的耐腐蝕性劣化的情況，進而優(yōu)選為0.4質(zhì)量％以下。
Mn2質(zhì)量％以下Mn含量在實現(xiàn)良好的拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性方面尤其重要。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.04質(zhì)量％以上。圖5是表示Ni含量為1％以下且奧氏體相百分率為40～50體積％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中的Mn含量對拉伸成形性(Erichsen值)的影響的圖表。如該圖所示，Mn對拉伸成形性產(chǎn)生較大影響，在2質(zhì)量％以下時，拉伸成形性明顯提高。其原因不確定，并且對本發(fā)明的外延(范圍)不產(chǎn)生影響，但認為Mn含量較少時，鐵素體相中的Mn濃度明顯減少，其結(jié)果是鐵素體相的延展性明顯提高。
圖6是表示Mn含量對Ni含量為1％以下且奧氏體相百分率為40～50體積％的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的室外暴露試驗結(jié)果的影響的圖表。此外，判斷A表示無腐蝕，判斷B表示有間隙腐蝕，判斷C表示間隙部及母材部同時有腐蝕。當Mn含量為2質(zhì)量％以下時，可獲得良好的耐間隙部腐蝕性。其原因不確定，并且對本發(fā)明的外延(范圍)不產(chǎn)生影響，但認為當Mn含量較低時，MnS等對耐間隙部腐蝕性產(chǎn)生不利影響的夾雜物減少。根據(jù)圖5、圖6的所示見解，為了獲得充分的拉伸成形性及耐間隙部腐蝕性，Mn含量限制在2質(zhì)量％以下，優(yōu)選為1.5質(zhì)量％以下。
Ni1質(zhì)量％以下Ni是促進奧氏體相形成的元素。為了獲得其效果優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。其含量較高時，無法獲得良好的拉伸成形性。例如，SUS329類的奧氏體-鐵素體類不銹鋼含有約50％的奧氏體相，當Ni量超過1質(zhì)量％時，拉伸成形性明顯變差。并且，Ni是昂貴的合金元素，從經(jīng)濟性、節(jié)能性的角度出發(fā)，其含量要求在生成奧氏體-鐵素體組織所必需的限度內(nèi)盡量降低。鑒于以上角度，將Ni含量限制在1質(zhì)量％以下，優(yōu)選限制為0.9質(zhì)量％以下。但是，當Ni量為0.10質(zhì)量％以下時，無論是母材還是焊接部，鋼的韌性均下降。因此，Ni量最優(yōu)選為大于0.10質(zhì)量％且在0.9質(zhì)量％以下。
本發(fā)明涉及的鋼需要是具有上述組成，并且其金屬組織的組織中的奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
圖7是表示奧氏體相百分率與Mn含量為2質(zhì)量％以下、Ni含量為1質(zhì)量％以下奧氏體-鐵素體類不銹鋼板的拉伸成形性(Erichsen值)的關(guān)系的圖表。如其所示，拉伸成形性因奧氏體相百分率的增加而提高，奧氏體相百分率為10體積％以上、特別是15體積％以上時，具有良好的拉伸成形性。但是在本發(fā)明中，從經(jīng)濟性的角度出發(fā)，Ni含量限制為1質(zhì)量％以下，這種情況下，奧氏體相百分率難于超過85體積％。因此在本發(fā)明中，奧氏體相百分率限定為10～85體積％、優(yōu)選為15～85體積％。
具有以上基本組成、且金屬組織中的奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼成本較低，可節(jié)約Ni資源，并且具有良好的拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性。
但是，為了進一步確保延展性、深拉深性，在本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，優(yōu)選使鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量為0.16質(zhì)量％以上、2質(zhì)量％以下。如果鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量不滿0.16質(zhì)量％時，無法獲得充分的延展性、深拉深性，另一方面，難于獲得超過2質(zhì)量％的含量。優(yōu)選在0.2質(zhì)量％～2質(zhì)量％的范圍內(nèi)含有。
該奧氏體相中的C、N量可通過調(diào)整鋼的組成和退火條件(溫度、時間)來進行。鋼組織及退火條件和奧氏體相中的C、N量的關(guān)系不可一概而論，當鋼中的Cr、C、N量較多時，奧氏體相中的C、N量也大多增加，并且當鋼的成分組成相同時，根據(jù)由退火條件決定的奧氏體相百分率越低、奧氏體相中的C、N量往往較多等經(jīng)驗所得的知識，可含有適量的C、N。并且，奧氏體相中的C、N含量的測定例如可通過EPMA來進行。
實施例3將具有表5所示的組成的各種鋼通過真空熔化、或使氮分壓控制在最大0.9大氣壓(882hPa)的范圍的氣氛下進行熔煉，在制造成鋼板坯(或鋼錠、鑄錠)后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚3～4mm)、退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，之后，在900～1300℃的溫度下進行最終退火，獲得板厚1.25mm的冷軋退火板。對獲得的冷軋退火板測定奧氏體相百分率、拉伸成形性及耐間隙部腐蝕性。
其中，奧氏體相百分率的測定和實施例1同樣來實施。拉伸成形性通過Erichsen試驗來進行，將發(fā)生裂紋為止的沖頭壓入長度作為Erichsen值。此時，試樣是尺寸為80mm×80mm的正方形板，涂敷石墨潤滑脂進行潤滑，在沖頭直徑20mm、防皺壓板壓力為15.7kN的條件下進行。其他條件依據(jù)JIS Z 2247Erichsen試驗。并且，耐間隙部腐蝕試驗是向圖8所示的削除了表面氧化皮的寬8cm×長12cm的冷軋退火板上重疊同一原材料的削除了表面氧化皮的寬3cm×長4.5cm的冷軋退火板(小板)，將其用テフロン(注冊商標)制的螺栓和テフロン(注冊商標)制的墊圈緊貼固定，在距海岸約0.7km的地方進行7個月的室外暴露試驗，之后將試樣分解，通過目視觀察間隙部及母材部有無產(chǎn)生腐蝕。
測定結(jié)果如表6A所示。從表5、6A可明確，滿足本發(fā)明條件的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的Erichsen值為12mm以上，拉伸成形性較高，并且在暴露試驗中耐間隙部腐蝕。此外，在表6A中對耐間隙部腐蝕性的評價用○表示無腐蝕，×表示有腐蝕。
并且，表6B表示對實施例1的表1及2的鋼板的鋼No.1～4用和上述實施例相同的方法評價拉伸成形性和耐間隙腐蝕性。表2所示的成形性自不待言，還表示可獲得拉伸成形性和耐間隙腐蝕性良好的鋼板。
對利用表5的No.3、4熱軋到1.7mm的熱軋板(完成溫度1000℃)、或者進一步以1050℃退火1分鐘的熱軋退火板，采用和上述冷軋退火板同樣的方法進行奧氏體相百分率、拉伸成形性及耐間隙腐蝕性的測定。其結(jié)果是，熱軋板的奧氏體相百分率分別為48％、45％，Erichsen值分別為14.5mm、14.0mm，熱軋退火板的奧氏體相百分率分別是47％、44％，Erichsen值分別是14.6mm、14.2mm。并且，熱軋板和熱軋退火板的母材部及間隙部均沒有發(fā)現(xiàn)腐蝕。其結(jié)果是，熱軋板和熱軋退火板均具有和冷軋退火板同樣的性能。
(3)具有良好成形性、焊接部耐腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼在本發(fā)明中，在上述(1)所述組成的鋼(含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼?；蛘哌M一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種的鋼?；蛘哌M一步含有V0.5質(zhì)量％以下的鋼。或者進一步含有Al0.1質(zhì)量％以下的鋼?；蛘哌M一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1％以下中的任意一種或二種以上的鋼(但沒有奧氏體相的C+N量的規(guī)定))中，特別需要為含有Si1.2質(zhì)量％以下、Mn4質(zhì)量％～12質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下，并且其金屬組織的組織中的奧氏體相百分率為10體積％以上、85體積％以下的奧氏體-鐵素體類不銹鋼。
以下闡述規(guī)定的理由。
Si1.2質(zhì)量％以下Si是作為脫氧材料有效的元素。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。當其含量超過1.2質(zhì)量％時，熱加工性劣化，因此為1.2質(zhì)量％以下，優(yōu)選1.0質(zhì)量％以下，考慮到敏感化引起的耐腐蝕性劣化的情況，Si含量優(yōu)選為0.4質(zhì)量％以下。
Mn4質(zhì)量％～12質(zhì)量％Mn是為了獲得良好的焊接部腐蝕性尤其重要的元素。圖9是表示將含有焊接部、熱影響部及母材部的焊接試驗材料在0.035％(質(zhì)量比)的氯化鈉溶液中、保持為100～300mV vs SCE.的電位30分鐘時的腐蝕有無與Mn含量的關(guān)系的圖表。腐蝕的有無在電流值為1mA以上時為“有腐蝕”，在不滿1mA時評價為“無腐蝕”。
從圖9可知，Mn量為4質(zhì)量％以上時，焊接材料的耐腐蝕性明顯提高。根據(jù)發(fā)明人們的理解，其原因在于，當Mn含量為4質(zhì)量％以上時，鉻氮化物的析出溫度下降，焊接部及焊接部附近的熱影響部中的鉻氮化物的生成及鉻缺乏區(qū)域的產(chǎn)生被抑制。但是從圖9可明確，當Mn量超過12質(zhì)量％時，無法獲得良好的耐腐蝕性。這是因為當Mn含量超過12質(zhì)量％時，在母材部上形成多個MnS等的腐蝕起點。因此，Mn量為4質(zhì)量％以上12質(zhì)量％以下，優(yōu)選5.2質(zhì)量％以上10質(zhì)量％以下，進一步優(yōu)選限制在不滿6.8質(zhì)量％。
Ni1質(zhì)量％以下Ni是奧氏體形成促進元素，對生成奧氏體-鐵素體類組織有利。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。但是由于其是昂貴的合金元素，從保護資源的角度出發(fā)需要盡量減少。從這些觀點出發(fā)，Ni含量限制為1質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.9質(zhì)量％以下。但是，當Ni的含量為0.10質(zhì)量％以下時，母材及焊接部的韌性下降。因此為了提高包括焊接部在內(nèi)的韌性，優(yōu)選Ni至少含有大于0.10質(zhì)量％(參照實施例6)。
圖10是表示奧氏體相百分率對含有母材部的焊接試驗材料的耐腐蝕性的影響的圖表。耐腐蝕性的測定方法和圖9一樣。從圖10可知，當奧氏體相百分率為10體積％以上時，焊接部耐腐蝕性明顯提高。
其原因不影響本發(fā)明技術(shù)范圍的解釋，但本發(fā)明人認為是以下原因。即，一般情況下，在Ni含量低且N含量高的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，焊接后冷卻時，Cr及N的擴散速度較快，因此在含有鐵素體相的結(jié)晶晶界上鉻氮化物析出，所以容易產(chǎn)生鉻缺乏區(qū)域。但是在本發(fā)明這樣的具有10體積％以上、特別是15體積％以上的奧氏體相的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，由于奧氏體相生成能力較強，即使含鐵素體相的結(jié)晶晶界上Cr減少，該部分也相變?yōu)閵W氏體相，鉻氮化物的熔化度變高，結(jié)果鉻缺乏區(qū)域減少。
但是，當奧氏體相百分率超過85體積％時，應(yīng)力腐蝕裂紋易受性明顯增大。由于上述原因，在本發(fā)明中，奧氏體相百分率為10～85體積％、優(yōu)選15～85體積％。
并且，為了進一步確保延展性、深拉深性，在本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，優(yōu)選使鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量為0.16質(zhì)量％以上2質(zhì)量％以下。當鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量低于0.16質(zhì)量％時，無法獲得充分的延展性、深拉深性，另一方面難以超過2質(zhì)量％而含有。優(yōu)選含有范圍為0.2質(zhì)量％～2質(zhì)量％。
該奧氏體相中的C、N量可通過調(diào)整鋼組成和退火條件(溫度、時間)來進行。鋼組織及退火條件和奧氏體相中的C、N量的關(guān)系不可一概而論，當鋼組織中的Cr、C、N量較多時，奧氏體相中的C、N量也大多增加，并且當鋼的成分組成相同時，根據(jù)由退火條件決定的奧氏體相百分率越低、奧氏體相中的C、N量往往較多等經(jīng)驗所得的知識，可含有適量的C、N。并且，奧氏體相中的C、N含量的測定例如可通過EPMA來進行。
實施例4將具有表7、8所示的成分組成的各種鋼通過真空熔化、或使氮分壓控制在最大0.9大氣壓(882hPa)的范圍的氣氛下進行熔煉，制造成鋼板坯(或鋼錠、鑄錠)后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚4～6mm)、退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，之后，在900～1300℃的溫度下進行最終退火，獲得板厚2.25mm的冷軋退火板。對獲得的冷軋退火板測定奧氏體相百分率、進一步利用TIG焊接機，在電功率900W、速度30cm/min的條件下，形成約5mm寬的焊道。此外，組織觀察(奧氏體相百分率的測定)和實施例1同樣來進行。
焊接部的耐腐蝕性試驗是，對于包括獲得的焊道、熱影響部及母材部的一個邊為25mm的試樣，在進行表面氧化皮磨削后，在0.035％(質(zhì)量比)氯化鈉水溶液中，保持在100、200、及300mV vs SCE.的電位30分鐘，對產(chǎn)生1mA以上電流的樣品評價為“有腐蝕”，對未產(chǎn)生1mA以上的電流的樣品評價為“無腐蝕”。試驗結(jié)果如表9A所示。在表9A中，○表示“無腐蝕”、×表示“有腐蝕”。本發(fā)明的焊接材料在200mV vs SCE.的電位以下不產(chǎn)生腐蝕，可證明具有良好的焊接部的耐腐蝕性。
并且，表9B是對實施例1的表1及2的鋼板的鋼No.12～29通過和上述實施例相同的方法，評價焊接部的耐腐蝕性的表。根據(jù)表2所示的成形性自不待言，還表示得到具有良好焊接部腐蝕性的鋼板。
對利用表8的No.15、No.16、No.17熱軋到2.25mm的熱軋板(完成溫度1000℃)、或者進一步以1050℃退火1分鐘的熱軋退火板，采用和上述冷軋退火板同樣的方法進行奧氏體相百分率、焊接部的耐腐蝕性試驗。其結(jié)果是，熱軋板的奧氏體相百分率分別為20％、31％、52％，熱軋退火板的奧氏體相百分率分別是18％、30％、51％，熱軋板和熱軋退火板均沒有在焊接部看到腐蝕，具有和冷軋退火板同樣的性能。
實施例5和實施例4一樣，將具有表10所示的成分組成的鋼熔煉，在制造成鋼板坯(或鋼錠、鑄錠)后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚4～6mm)、退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，之后，在1050℃的溫度下進行最終退火，獲得板厚2.25mm的冷軋退火板。對獲得的冷軋退火板測定奧氏體相百分率。并且奧氏體相百分率的測定和實施例1同樣來進行。
對如上所得的冷軋板用TIG焊接機，在電功率900W、速度30cm/min的條件下，在和軋制方向垂直的方向上形成約5mm寬的焊道，從母材部及焊接部與軋制方向平行地制成寬10mm、長75mm的試樣，將其制成彎曲半徑10mm的U形彎曲試樣。在從焊接部切取的試樣中，U形彎曲試樣的底部成為焊接部。這樣調(diào)整后的U形彎曲試樣浸漬到濃度42質(zhì)量％的氯化鎂水溶液(溫度80℃)中，每24小時通過目視觀察有無裂紋。調(diào)查結(jié)果如表11所示。從表5可知，通過使C含量為不足0.1％，母材及焊接部的耐應(yīng)力腐蝕性明顯上升。
實施例6和實施例4一樣，將具有表12所示的成分組成的鋼熔煉，在制造成鋼板坯(或鋼錠、鑄錠)后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(以11～12道次熱軋至板厚4～6mm)、退火(1100℃下1分鐘)、冷軋(室溫～300℃加熱后冷軋)，之后，在1050℃的溫度下進行最終退火，獲得板厚2.25mm的冷軋退火板。對獲得的冷軋退火板測定奧氏體相百分率。組織觀察(奧氏體相百分率的測定)和實施例1同樣來進行。
對如上所得的冷軋板用TIG焊接機，在電功率900W、速度30cm/min的條件下，在和軋制方向垂直的方向上形成約5mm寬的焊道。從形成有焊道的冷軋板中切取夏比沖擊試樣，使2mm的V缺口相對于軋制方向垂直，并在0℃下進行沖擊試驗。試驗結(jié)果如表13所示。從表13可知，通過使Ni含量為0.1％以上，母材及焊接部的沖擊吸收能明顯上升。
(4)具有良好耐晶界腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼在本發(fā)明中，在上述(1)所述組成的鋼(含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼。或者進一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種的鋼?；蛘哌M一步含有V0.5質(zhì)量％以下的鋼。或者進一步含有Al0.1質(zhì)量％以下的鋼?；蛘哌M一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1％以下中的任意一種或二種以上的鋼(但沒有奧氏體相的C+N量的規(guī)定))中，使Si0.4質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％～4質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下，并且本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼的組織中，使奧氏體相百分率相對于全體組織的體積率為10～85％。
以下闡述規(guī)定的理由。
Si0.4質(zhì)量％以下Si的限定在本發(fā)明中是重要的一個要件。Si作為脫氧材料是有效的元素，可適當添加。為了獲得其效果，優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上。但是當Si量超過0.4質(zhì)量％時，N的固溶度下降，會出現(xiàn)上述背景技術(shù)中所述的敏感化引起的耐腐蝕性劣化的情況。因此Si量為0.4質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.38質(zhì)量％以下。
Mn大于2質(zhì)量％且不到4質(zhì)量％Mn超過2質(zhì)量％可提高N的熔化度，使煉鋼時N的添加變得容易。同時Mn的添加可提高γ相百分率。但是當其為4質(zhì)量％以上時，生成γ相的效果飽和。因此，設(shè)定為大于2質(zhì)量％且不到4質(zhì)量％。優(yōu)選范圍為2.2質(zhì)量％以上、3.8質(zhì)量％以下。
Ni1質(zhì)量％以下Ni量從經(jīng)濟原因及Ni資源保護的角度出發(fā)，限制為1質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.9％以下。并且為了獲得良好的韌性，優(yōu)選為0.1質(zhì)量％以上。
奧氏體相百分率10％以上85％以下奧氏體相百分率低于10％時，無法發(fā)揮Si降低得到的良好的耐腐蝕性。另一方面，當超過85％時，應(yīng)力腐蝕裂紋易受性明顯上升。因此奧氏體相百分率優(yōu)選為10％以上85％以下，進一步優(yōu)選15％以上80％以下。
但是，為了進一步確保延展性、深拉深性，在本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼中，優(yōu)選使鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量為0.16質(zhì)量％以上2質(zhì)量％以下。如果鋼組織的奧氏體相中含有的C+N量不滿0.16質(zhì)量％時，無法獲得充分的延展性、深拉深性，另一方面，難以超過2質(zhì)量％而含有。并且優(yōu)選在0.2質(zhì)量％～2質(zhì)量％的范圍內(nèi)含有。
該奧氏體相中的C、N量可通過調(diào)整鋼的組成和退火條件(溫度、時間)來進行。鋼組織及退火條件和奧氏體相中的C、N量的關(guān)系不可一概而論，當鋼中的Cr、C、N量較多時，奧氏體相中的C、N量也大多增加，并且當鋼的成分組成相同時，根據(jù)由退火條件決定的奧氏體相百分率越低奧氏體相中的C、N量往往較多等經(jīng)驗所得的知識，可含有適量的C、N。并且，奧氏體相中的C、N的測定例如可通過EPMA來進行。
實施例7將具有表14A所示的成分組成的各種鋼通過真空熔化、或使氮分壓控制在最大0.9大氣壓的范圍的氣氛下進行熔煉，在制造成鋼板坯(或鋼錠、鑄錠)后，加熱至1250℃，之后進行熱軋(11～12道次)，制造成6mm厚的熱軋板。接著在1100℃下退火，通過表面切削進行脫氧化皮后，通過冷軋(室溫)制造4.5mmt的冷軋板。對獲得的冷軋板在1050℃下進行最終退火(空冷)，制造成冷軋退火板。
對制成的冷軋退火板進行組織觀察、耐腐蝕性測定。將獲得的結(jié)果記錄在表14A中。此外，組織觀察(奧氏體相(γ相)百分率的測定)和實施例1同樣來進行。耐晶界腐蝕性的測定、評價方法如下所示。
<耐晶界腐蝕性的測定及評價>
對冷軋退火板用金剛砂#300號進行表面研磨后進行評價。
·試驗溶液將硫酸銅5水合物100mg及硫酸100ml加入到水中，制成1000ml的硫酸-硫酸銅溶液。
·試驗方法將試樣在上述沸騰溶液中浸漬8小時，取出后以彎曲半徑4.5mm、彎曲角度90°進行彎曲，觀察彎曲部的裂紋。
根據(jù)表14A，本發(fā)明的鋼No.1和2在晶界上沒有腐蝕引起的裂紋，具有良好的耐晶界腐蝕性。而在比較例No.3和4中，晶界中觀察到了腐蝕引起的裂紋。
并且，表14B是對實施例1的表1及2的鋼板的鋼No.5～8用和上述實施例相同的方法評價耐晶界腐蝕性的表。任意一種鋼板，其由圖2所示的成形性自不待言，且表示得到具有良好的耐晶界腐蝕性。
并且，對利用表14A的No.1、No.2熱軋到4.5mm的熱軋板(完成溫度1000℃)、或者進一步以1050℃退火1分鐘的熱軋退火板，采用和上述冷軋退火板同樣的方法進行奧氏體相百分率、耐晶界腐蝕性的測定和評價。其結(jié)果是，熱軋板的奧氏體相百分率分別為60％、60％，熱軋退火板的奧氏體相百分率分別是58％、59％。并且，熱軋板和熱軋退火板均在晶界中沒有腐蝕引起的裂紋，具有良好的耐晶界腐蝕性。其結(jié)果是，熱軋板和熱軋退火板均具有和冷軋退火板同樣的性能。
工業(yè)實用性本發(fā)明的奧氏體-鐵素體類不銹鋼相關(guān)的技術(shù)不限于鋼板，例如當適用于厚板、型鋼、線棒、管道等中時，通過滿足本發(fā)明的條件，除了良好的延展性、深拉深性外，還可獲得良好的拉伸性(張り出し)、耐間隙腐蝕性、焊接部耐腐蝕性、耐晶界腐蝕性。
并且，本發(fā)明的鋼板可作為汽車部件、廚房設(shè)備、建筑模具等的材料適用。
并且，除了用于各種汽車配件、廚房設(shè)備、建筑模具外，也可作為要求良好的延展性、深拉深性、拉伸性、及間隙腐蝕性、焊接部耐腐蝕性、耐晶界腐蝕性的領(lǐng)域的材料來適用。
表1

表2

表3

注下劃線部分表示本發(fā)明以外。并且″-″表示不可避免的雜質(zhì)水平。
表4

注下劃線部分表示本發(fā)明以外。
表5

表6A

表6B

表7

表8

表9A

*○無腐蝕，×有腐蝕表9B

表10

表11

表12

表13

表14A

表14B

權(quán)利要求
1.一種奧氏體-鐵素體類不銹鋼，由含有鐵素體相和奧氏體相的金屬組織構(gòu)成，所述奧氏體相中的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％，所述奧氏體相的體積率為10～85％。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，拉伸試驗中的總伸長率為48％以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，所述不銹鋼含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，所述不銹鋼含有Mn10質(zhì)量％以下、Ni1～3質(zhì)量％，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，所述不銹鋼含有Si1.2質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，所述不銹鋼含有Si1.2質(zhì)量％以下、Mn4～12質(zhì)量％、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
7.根據(jù)權(quán)利要求3所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，所述不銹鋼含有Si0.4質(zhì)量％以下、Mn2～4質(zhì)量％、Ni1質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
8.根據(jù)權(quán)利要求3～7所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種。
9.根據(jù)權(quán)利要求3～8所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有V0.5質(zhì)量％以下。
10.根據(jù)權(quán)利要求3～9所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有Al0.1質(zhì)量％以下。
11.根據(jù)權(quán)利要求3～10中任意一項所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1質(zhì)量％以下中的任意一種或二種以上。
12.一種具有良好的深拉深成形性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn10質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni1～3質(zhì)量％、N0.05～0.6質(zhì)量％以下，余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的奧氏體相和鐵素體相的雙相不銹鋼板，其中，所述奧氏體相中的C+N為0.16～2質(zhì)量％，該奧氏體相的面積率為10～85％。
13.一種具有良好的拉伸成形性和耐間隙部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si1.2質(zhì)量％以下、Mn2質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織中的奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
14.一種具有良好的焊接部腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si1.2質(zhì)量％以下、Mn4質(zhì)量％以上12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
15.一種具有良好的耐晶界腐蝕性的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，含有C0.2質(zhì)量％以下、Si0.4質(zhì)量％以下、Mn2～4質(zhì)量％、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15質(zhì)量％以上35質(zhì)量％以下、Ni1質(zhì)量％以下、N0.05質(zhì)量％以上0.6質(zhì)量％以下、余量由Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，奧氏體相百分率為10體積％以上85體積％以下。
16.根據(jù)權(quán)利要求12～15所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有Mo4質(zhì)量％以下、Cu4質(zhì)量％以下中的任意一種或二種。
17.根據(jù)權(quán)利要求12～16所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有V0.5質(zhì)量％以下。
18.根據(jù)權(quán)利要求12～17所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，除了所述成分組成外，進一步含有Al0.1質(zhì)量％以下。
19.根據(jù)權(quán)利要求12～18中任意一項所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，除了所述成分組成外，進一步含有B0.01質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下、REM0.1質(zhì)量％以下、Ti0.1質(zhì)量％以下中的任意一種或二種以上。
20.根據(jù)權(quán)利要求13～19中任意一項所述的奧氏體-鐵素體類不銹鋼，其特征在于，所述奧氏體相中的(C+N)含量以質(zhì)量比計為0.16％以上、2％以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種含低Ni高N的奧氏體－鐵素體類不銹鋼，具體而言，在含有C0.2質(zhì)量％以下、Si4質(zhì)量％以下、Mn12質(zhì)量％以下、P0.1質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr15～35質(zhì)量％、Ni3質(zhì)量％以下、N0.05～0.6質(zhì)量％的以奧氏體相和鐵素體相為主的不銹鋼中，使該奧氏體相的體積率為10～85％，從而可獲得具有較好的成形性、高拉伸成形性、及耐間隙部腐蝕性、焊接部腐蝕性、或者耐晶界腐蝕性的奧氏體－鐵素體類不銹鋼，進一步，通過使上述奧氏體相中的C和N的總量為0.16～2質(zhì)量％，可進一步獲得具有高成形性的奧氏體－鐵素體類不銹鋼。
文檔編號C22C38/00GK1914344SQ200580003729
公開日2007年2月14日 申請日期2005年1月27日 優(yōu)先權(quán)日2004年1月29日
發(fā)明者藤澤光幸, 矢沢好弘, 加藤康, 古君修 申請人:杰富意鋼鐵株式會社