本發(fā)明涉及一種適合于制造表面美觀性優(yōu)異、并且具有充分的成型性的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的不銹鋼冷軋鋼板用材料。
背景技術：
鐵素體系不銹鋼(鋼板)由于經濟且耐腐蝕性優(yōu)異，因而被用于建材、輸送設備、家電產品、廚房設備和汽車部件等各種用途，其適用范圍近年來正進一步擴大。其中，在室內裝飾用建材、家電產品的機體或門、廚房設備和汽車的壓條等外觀較重要的用途中，特別重視表面美觀。
為了實現(xiàn)表面美觀，必須表面光澤度高并未產生麻紋(roping)。表面光澤隨著因表面的微細凹凸而變化的光的反射程度、表面的色調而變化，板面越平滑，光澤越好。為了提高光澤，必須減少以冷軋時的軋制性缺陷(油坑、輥研磨痕的轉印痕)為代表的鋼板表面的微細凹凸。麻紋作為鐵素體系不銹鋼所特有的缺陷，是沿軋制方向延伸的凹凸。
此外，在實施沖壓等成型而使用的情況下，還必須不產生起皺(ridging)、表面粗糙。起皺作為鐵素體系不銹鋼所特有的缺陷，是沿軋制方向的凹凸，表面粗糙是由粗大晶粒的起伏而引起的表面凹凸。在成型加工中產生起皺、表面粗糙的情況下，必須進行研磨而除去，這會使制造負荷和制造成本大幅增大。
針對上述課題，作為在成型前后得到表面性狀優(yōu)異的不銹鋼冷軋鋼板的方法，在專利文獻1中公開了一種面內各向異性小、抗皺性(ridging resistance)和抗表面粗糙性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼薄板，其特征在于，作為對以質量計含有C：0.005～0.100％、Si：0.01～2.00％、Mn：0.01～2.00％、P：小于0.040％、S：0.03％以下、Cr：10～22％、Al：0.0005～0.2000％、N：0.005～0.080％的鋼進行熱軋后的熱處理方法，實施預備退火，接著實施主退火，或者，實施均質化熱處理，進一步以900～1100℃以上的高溫進行部分相變熱處理，或者，在進行熱處理之前實施冷軋。但是，專利文獻1中并未提及表面光澤，但由于設置足夠的均熱時間來進行鐵素體相的再結晶，所以因軟質化而導致鋼板表面容易變形，產生前述的軋制性缺陷，因此表面光澤劣化。另外，在專利文獻1中，由于充分進行再結晶，無法完全抑制在一邊賦予張力一邊進行冷軋的工序中所產生的表面起伏，因而產生麻紋。
專利文獻2中公開了一種鐵素體系不銹鋼板，通過將群體(colony)的板厚方向的長度控制為板厚的30％以下，從而具有優(yōu)異的抗皺性和加工性、表面光澤。但是，在專利文獻2所記載的鐵素體群體的控制方法中，麻紋未減少，在目視時表面的反射圖像扭曲的現(xiàn)象仍然殘留。
在專利文獻3中公開了一種技術，通過在冷軋時使用硬質且低粗糙度表面的工作輥，從而減少攜帶油量來減少油坑，同時盡可能減少輥的表面凹凸的轉印，由此提高光澤。但是，在專利文獻3所記載的技術中，即使能夠除去因軋制引起的表面缺陷，但無法解決麻紋、起皺、表面粗糙等由材料引起的表面缺陷。
現(xiàn)有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2006-328524號公報
專利文獻2：日本特開平10-330887號公報
專利文獻3：日本特開2000-102802號公報
技術實現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于解決上述課題，提供一種適合于制造成型前和成型后的表面美觀性優(yōu)異、并且具有充分的成型性的不銹鋼冷軋鋼板的不銹鋼冷軋鋼板用材料。
應予說明，在本發(fā)明中，優(yōu)異的成型前的表面美觀性表示表面光澤和抗麻紋性優(yōu)異。表面光澤優(yōu)異表示使用JIS Z 8741中規(guī)定的入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，對從板寬中央部采取的試驗片在相對于軋制方向為0°和90°方向測定各2點的光澤度，其平均值為950以上?？孤榧y性優(yōu)異表示按照JIS B 0601-2001在相對于軋制方向為90°的方向測定表面粗糙度，結果Rz為0.2μm以下。
另外，優(yōu)異的成型后的表面美觀性表示抗皺性和抗表面粗糙性優(yōu)異?？拱櫺詢?yōu)異表示用#600砂紙對從板寬中央部在相對于軋制方向為0°的方向采取的JIS5號拉伸試驗片的單面進行研磨，由按照JIS Z2241的單軸拉伸賦予20％的預應變后，按照JIS B 0601-2001測定試驗片的平行部中央的研磨面的起伏高度，大起伏(起皺高度)為2.5μm以下?？贡砻娲植谛詢?yōu)異表示使用已測定抗皺性的試驗片，按照JIS B0601-2001測定試驗片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度，Ra小于0.2μm。
另外，充分的成型性表示按照JIS Z 2241的拉伸試驗中的斷裂伸長率(El)以在與軋制方向呈直角方向采取的JIS13號B試驗片計為25％以上。
為了解決課題而進行了研究，結果發(fā)現(xiàn)通過控制為如下狀態(tài)，能夠得到在冷軋和冷軋板退火后具有優(yōu)異的表面光澤、抗麻紋性、抗皺性和抗表面粗糙性的成型性優(yōu)異的鐵素體系不銹鋼板，上述狀態(tài)即：作為適當?shù)某煞郑哂杏梢悦娣e率計為5～50％的馬氏體相和剩余部分為鐵素體相構成的金屬組織，此外，從鋼板表面和背面的表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置為止的鐵素體相的平均粒徑為20μm～50μm，除了從上述表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置以外的板厚中央部分的鐵素體相包含長寬比超過3.0的鐵素體相。
本發(fā)明是基于以上見解而進行的，將以下內容作為要旨。
[1]一種不銹鋼冷軋鋼板用材料，其特征在于，以質量％計，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.75％、Mn:0.1～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.06％，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，具有由以面積率計為5～50％的馬氏體相和剩余部分為鐵素體相構成的金屬組織，從鋼板表面和背面的表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置為止的部分的鐵素體相的平均粒徑為20μm～50μm，除了從上述表層沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分以外的板厚中央部的鐵素體相包含長寬比超過3.0的鐵素體相。
[2]根據(jù)上述[1]所述的不銹鋼冷軋鋼板用材料，其特征在于，以質量％計，進一步含有選自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.3％中的1種或2種以上。
[3]根據(jù)上述[1]或[2]所述的不銹鋼冷軋鋼板用材料，其特征在于，以質量％計，進一步含有選自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的1種或2種以上。
應予說明，本說明書中，表示鋼的成分的％全部為質量％。
根據(jù)本發(fā)明，能夠得到一種適于制造成型前和成型后的表面美觀性優(yōu)異、并且具有充分的成型性的不銹鋼冷軋鋼板的不銹鋼冷軋鋼板用材料。即，使用本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料制造的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的表面美觀性優(yōu)異。
具體實施方式
以下，對本發(fā)明進行詳細說明。
本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料的特征在于，含有C:0.005～0.05％、Si:0.02～0.75％、Mn:0.1～1.0％、P:0.04％以下、S:0.01％以下、Cr:16.0～18.0％、Al:0.001～0.10％、N:0.005～0.06％，剩余部分由Fe和不可避免的雜質構成，具有由以面積率計為5～50％的馬氏體相和剩余部分為鐵素體相構成的金屬組織，從鋼板表面和背面的表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的位置為止的鐵素體相的平均粒徑為20μm～50μm，除了從上述表層沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分以外的板厚中央部的鐵素體相包含長寬比超過3.0的鐵素體相。這些在本發(fā)明中是重要的要件，其中，規(guī)定馬氏體相的量和鐵素體相的狀態(tài)(粒徑和有無未再結晶晶粒)是特別重要的要件。如果使用這樣的材料，則能夠通過實施酸洗(除氧化皮)、冷軋、以及冷軋板退火、進而根據(jù)需要的酸洗和/或調質軋制等常規(guī)方法，從而得到具有充分的成型性，并且表面光澤優(yōu)異，具有抗麻紋性、抗皺性和抗表面粗糙性，即成型前和成型后的表面美觀性優(yōu)異的不銹鋼冷軋鋼板。
馬氏體相的量和鐵素體相的狀態(tài)可以通過適當控制熱軋時的卷材卷取溫度，進而冷軋前在鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域進行短時間的熱軋板退火而進行控制。例如，在熱軋工序中卷取成卷材時，使其卷取溫度為550～850℃。此外，在熱軋后，進行以890～950℃的溫度保持15秒～2分鐘的熱軋板退火。
如果在熱軋板退火中生成馬氏體相，則能夠將鐵素體群體(具有類似的結晶方位的鐵素體晶粒的集合體)有效地分開，因此由群體形成而使特定方位的變形能力變高所引起的起皺、麻紋得到改善。馬氏體相在冷軋前和冷軋時不僅將鐵素體群體分開，還得到在冷軋板退火時原奧氏體晶界或馬氏體相內部的板條塊邊界、板條邊界等變?yōu)殍F素體相的再結晶部位而進一步消除群體的效果。
此外，通過在冷軋前將從鋼板表面和背面的表層到t/3(t：板厚)為止的范圍的鐵素體相的平均粒徑控制為20μm～50μm，從而冷軋板退火后的表層部的金屬組織變?yōu)樾×降蔫F素體單相組織，體現(xiàn)抑制由粗大晶粒的起伏而引起的成型時的表面粗糙的效果。
鐵素體相中，除了從上述鋼板表面和背面的表層到t/3為止的范圍以外的板厚中央部含有長寬比超過3.0的鐵素體相。長寬比超過3.0的鐵素體相為未再結晶，通過含有未再結晶的鐵素體相，從而成為較硬質的金屬組織，成為硬質的冷軋材料，因此冷軋中的微觀的表面變形得到抑制，由屬于軋制性缺陷的油坑、輥研磨痕的轉印痕所引起的表面光澤或由賦予張力時的表面起伏所引起的麻紋得到有效抑制。
馬氏體相以面積率計為5～50％
本發(fā)明中，通過利用熱軋板退火而生成馬氏體相，從而得到將鐵素體群體分開的效果。此外，通過在熱軋板退火后存在馬氏體相，從而還對冷軋中、冷軋板退火后的鐵素體群體的破壞發(fā)揮更進一步的效果，有助于抑制起皺、麻紋。這些效果在熱軋板退火后的馬氏體相的面積率達到5％以上時而得到。但是，如果馬氏體相的面積率超過50％，則熱軋退火板硬質化，在冷軋工序中道次數(shù)增加、邊部斷裂，產生形狀不良等，在制造上不優(yōu)選。因此，熱軋板退火后的馬氏體相的面積率為5～50％。優(yōu)選為10～40％的范圍。
本發(fā)明的鋼成分中在熱軋板退火溫度下生成的奧氏體相幾乎全部相變?yōu)轳R氏體相，因此在熱軋板退火溫度下生成的奧氏體相的面積率與熱軋板退火后的馬氏體相的面積率幾乎相等。而且，該奧氏體相的面積率取決于鋼成分和熱軋板退火溫度。C、N、Mn、Ni、Cu使馬氏體相的面積率增加，Si、Cr使其減少。如果提高退火溫度，則馬氏體相的面積率增加，如果降低退火溫度，則減少。所希望的馬氏體相的面積率可以通過控制成分和熱軋板退火溫度而得到。應予說明，剩余部分為鐵素體相。也存在剩余部分含有析出物、夾雜物的情況。析出物、夾雜物是指例如Cr碳氮化物、V碳氮化物、Ti碳氮化物、Nb碳氮化物、氧化鋁等。析出物、夾雜物以合計的面積率(面積％)計，優(yōu)選小于5％。
從鋼板表面和背面的鋼板表層到沿板厚方向t/3的位置為止的鐵素體相的平均粒徑為20μm～50μm?？刂票韺硬康蔫F素體粒徑在得到所希望的表面美觀性方面是重要的要件。通過在冷軋前控制粒徑，從而在冷軋和冷軋板退火后得到由微細的鐵素體晶粒構成的金屬組織，增進鐵素體群體分開的效果，除此以外，還有助于抑制表面粗糙。
這樣的效果可以在冷軋前的材料階段將鐵素體相的平均粒徑控制為50μm以下時而得到。如果平均粒徑超過50μm，則在冷軋退火后的最終產品板中以自冷軋前為粗大的鐵素體晶粒的位置為起點而再結晶的鐵素體晶粒變得粗大。另一方面，以馬氏體相為起點而再結晶的鐵素體晶粒變得微細。其結果，最終產品成為粒徑不同的鐵素體晶粒的混晶組織，在加工成型時產生表面粗糙。如果平均粒徑小于20μm，則鋼板過度硬質化，冷軋時的道次數(shù)增大等制造面的負荷增加，除此以外，即使實施冷軋板退火，再結晶也不充分，伸長率降低。根據(jù)以上的理由，從鋼板表層到沿板厚方向t/3的位置為止的鐵素體相的粒徑為平均粒徑20μm～50μm。應予說明，控制鐵素體相的粒徑的從表層到沿板厚方向t/3的位置為止的部分是指從鋼板表面的表層到沿板厚方向t/3的位置為止的部分和從鋼板背面的表層到沿板厚方向t/3的位置為止的部分。
除了上述從鋼板表面和背面的鋼板表層到t/3為止的范圍以外的板厚中央部的剩余部分鐵素體相包含長寬比超過3.0的鐵素體相。
對該鋼進行連續(xù)鑄造時，鋼坯組織的表層部為等軸晶，與此相對，鋼坯中央部因冷卻速度慢而變?yōu)槊黠@伸長的展伸晶粒。對這樣的鋼坯進行熱軋時，除了熱軋時存在于鋼板表層部的鐵素體相原本為等軸的以外，熱軋中反復進行軋制應變的積蓄和由再結晶所致的應變的釋放，因此成為更微細的等軸粒。但是，在板厚中央部所導入的軋制應變量小，因此存在于板厚中央部的鐵素體相難以產生因大量的應變積蓄所致的再結晶，殘留鑄造時的展伸晶粒。另外，雖然熱軋時產生恢復，但由于不發(fā)生再結晶，因此由軋制而導入的加工應變未被完全除去，如果與由再結晶生成的鐵素體晶粒相比，則位錯密度較高。特別是長寬比為3.0以上的鐵素體相(未再結晶鐵素體相)比表層部的等軸的鐵素體晶粒更硬質。
使這樣的長寬比超過3.0的鐵素體相殘留于板厚中央部而避免冷軋材料的過度軟質化在本發(fā)明中是很關鍵的。
應予說明，本發(fā)明的上述長寬比可以由下式(1)求出。
rα(長寬比)＝dr(軋制方向的晶體粒徑)/dt(板厚方向的晶體粒徑)…(1)
通過含有長寬比超過3.0的鐵素體相，從而不影響冷軋時的道次數(shù)，得到降低表面變形能力所必需且足夠的硬度。此外，因為相對于板厚方向的表層，中央部變得硬質，所以在賦予軋制張力時所產生的板厚方向和板寬方向的變形得到抑制。以往，因為板厚方向整體進行再結晶而變形能力高，所以因賦予軋制張力而產生的向板厚方向和板寬方向的變形在板寬方向不均而產生表面的凹凸、起伏。但是，在本發(fā)明中，因為抑制板厚中央部的變形，所以即使在表層的再結晶部分產生變形，也受到中央部的束縛。其結果，即使在板寬方向變形不均，也難以產生板厚整體的凹凸，也對減少麻紋發(fā)揮效果。如果再結晶充分進行到板厚中央部，則進行軟質化，因此表面的變形能力提高，特別是在軋制初期階段容易產生油坑等粗大的軋制性的表面缺陷。應予說明，油坑是指軋制時的潤滑劑被導入到輥縫中并被封入到鋼板表面而產生的微細的凹部缺陷。
長寬比超過3.0的鐵素體相的比例相對于鐵素體相優(yōu)選以面積率計為10％以上，除了從板表層到t/3為止的范圍的板厚中央部的剩余部分鐵素體相也可以全部為未再結晶鐵素體相。更優(yōu)選以面積率計為20％以上。
接下來，對本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料的成分組成進行說明。以下，只要沒有特別說明，則％表示質量％。
C:0.005～0.05％
C具有促進奧氏體相生成，擴大在熱軋板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域的效果。另外，C具有抑制晶粒粗大化的效果。為了得到這些效果，必須含有0.005％以上。另外，C量小于0.005％時，馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的光澤度、抗麻紋性、抗皺性和抗表面粗糙性。但是，如果C量超過0.05％，則鋼板硬質化而延展性降低。另外，馬氏體生成量超過本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。另外，在熱軋板退火時生成過量的馬氏體，冷軋時的軋制負荷增大而制造性降低。因此，C量為0.005～0.05％的范圍。優(yōu)選為0.01～0.03％的范圍。進一步優(yōu)選為0.01～0.02％的范圍。C量表示C含量，對其它成分也相同。
Si:0.02～0.75％
Si是在鋼熔煉時作為脫酸劑發(fā)揮作用的元素。為了得到該效果必須含有0.02％以上。但是，如果Si量超過0.75％，則鋼板硬質化而熱軋時的軋制負荷增大，最終退火后的延展性降低。因此，Si量為0.02～0.75％的范圍。優(yōu)選為0.10～0.50％的范圍。進一步優(yōu)選為0.15～0.35％的范圍。
Mn:0.1～1.0％
Mn與C同樣具有促進奧氏體相生成、擴大在熱軋板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域的效果。為了得到該效果必須含有0.1％以上。但是，如果Mn量超過1.0％，則MnS的生成量增加而耐腐蝕性降低。因此，Mn量為0.1～1.0％的范圍。優(yōu)選為0.55～0.90％的范圍。進一步優(yōu)選為0.65～0.85％的范圍。
P:0.04％以下
P是助長因晶界偏析所致的晶界破壞的元素，因此優(yōu)選較低，使上限為0.04％。優(yōu)選為0.03％以下。
S:0.01％以下
S是成為MnS等硫化物系夾雜物而存在而使延展性、耐腐蝕性等降低的元素，特別是當含量超過0.01％時，顯著產生這些負面影響。因此優(yōu)選S量盡可能低，在本發(fā)明中，使S量的上限為0.01％。優(yōu)選為0.007％以下。進一步優(yōu)選為0.005％以下。
Cr:16.0～18.0％
Cr是具有在鋼板表面形成鈍態(tài)被膜而提高耐腐蝕性的效果的元素。該效果在Cr含量為16.0％以上時顯現(xiàn)，隨著Cr含量增加而耐腐蝕性提高。此外，Cr具有抑制在熱軋板退火時生成奧氏體相的效果。Cr含量小于16.0％時，在熱軋板退火時生成過多的奧氏體相，無法實現(xiàn)本發(fā)明所希望的馬氏體相的面積率為50％以下。因此，馬氏體生成量超過本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。因此，使Cr量為16.0％以上。另一方面，如果Cr量超過18.0％，則在熱軋板退火時奧氏體相的生成變得不充分，無法實現(xiàn)所希望的馬氏體相的面積率為5％以上。馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的抗皺性。因此為18.0％以下。優(yōu)選為16.0～17.5％的范圍。進一步優(yōu)選為16.5～17.0％的范圍。
Al:0.001～0.10％
Al是與Si同樣作為脫酸劑發(fā)揮作用的元素。為了得到該效果必須含有0.001％以上。但是，如果Al量超過0.10％，則Al2O3等Al系夾雜物增加，表面性狀容易降低。因此，Al量為0.001～0.10％的范圍。優(yōu)選為0.001～0.07％的范圍。進一步優(yōu)選為0.001～0.01％。
N:0.005～0.06％
N與C、Mn同樣具有促進奧氏體相生成、擴大在熱軋板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域的效果。為了得到該效果必須使N量為0.005％以上。但是，如果N量超過0.06％，則不僅延展性顯著降低，而且產生因助長Cr氮化物析出所致的耐腐蝕性降低。因此，N量為0.005～0.06％的范圍。優(yōu)選為0.01～0.03％的范圍。進一步優(yōu)選為0.01～0.02％的范圍。
剩余部分為Fe和不可避免的雜質。
由以上的成分組成得到本發(fā)明的效果。此外，出于提高制造性或材料特性的目的，可以含有以下元素。
選自Cu:0.1～1.0％、Ni:0.1～1.0％、Mo:0.1～0.5％、Co:0.01～0.3％中的1種或2種以上
Cu和Ni均為提高耐腐蝕性的元素。特別是在要求高耐腐蝕性的情況下，含有Cu和/或Ni是有效的。另外，Cu和Ni具有促進奧氏體相生成、擴大在熱軋板退火時出現(xiàn)鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域的效果。這些效果在各自含有0.1％以上時變得顯著。但是，如果Cu含量超過1.0％，則存在熱加工性降低的情況，因而不優(yōu)選。因此含有Cu時為0.1～1.0％。優(yōu)選為0.2～0.8％的范圍。進一步優(yōu)選為0.3～0.5％的范圍。如果Ni含量超過1.0％，則加工性降低，因而不優(yōu)選。因此含有Ni時為0.1～1.0％。優(yōu)選為0.1～0.6％的范圍。進一步優(yōu)選為0.1～0.3％的范圍。
Mo是提高耐腐蝕性的元素。特別是在要求高耐腐蝕性的情況下含有Mo是有效的。該效果在含有0.1％以上時變得顯著。但是，如果Mo含量超過0.5％，則在熱軋板退火時奧氏體相的生成變得不充分，有時得不到規(guī)定的表面美觀性，因而不優(yōu)選。因此，含有Mo時為0.1～0.5％。優(yōu)選為0.2～0.4％的范圍。
Co是提高韌性的元素。該效果通過添加0.01％以上而得到。另一方面，如果其含量超過0.3％，則存在使制造性降低的情況。因此，添加Co時的添加量為0.01～0.3％的范圍。
選自V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％、Mg:0.0002～0.0050％、B:0.0002～0.0050％、REM:0.01～0.10％中的的1種或2種以上
V:0.01～0.25％、Ti:0.001～0.015％、Nb:0.001～0.030％
V、Ti和Nb是與C和N親和力高的元素，具有在熱軋時以碳化物或氮化物的形式而析出，減少母相中的固溶C、N，提高最終退火后的加工性的效果。為了得到這些效果，必須含有0.01％以上的V、0.001％以上的Ti、0.001％以上的Nb。但是，如果V量超過0.25％，則存在加工性降低的情況。另外，如果Ti量超過0.015％或Nb量超過0.030％，則有時因析出過量的TiN或NbC而無法得到良好的表面性狀。因此，含有V時為0.01～0.25％的范圍，含有Ti時為0.001～0.015％的范圍，含有Nb時為0.001～0.030％的范圍。V量優(yōu)選為0.02～0.20％的范圍。進一步優(yōu)選為0.03～10％的范圍。Ti量優(yōu)選為0.003～0.010％的范圍。Nb量優(yōu)選為0.002～0.020％的范圍。進一步優(yōu)選為0.003～0.015％的范圍。
Mg:0.0002～0.0050％
Mg是具有提高熱加工性的效果的元素。為了得到該效果必須含有0.0002％以上。但是，如果Mg量超過0.0050％，則存在表面品質降低的情況。因此，含有Mg時為0.0002～0.0050％的范圍。優(yōu)選為0.0005～0.0030％的范圍。進一步優(yōu)選為0.0005～0.0010％的范圍。
B:0.0002～0.0050％
B是對防止低溫二次加工脆化有效的元素。為了得到該效果必須含有0.0002％以上。但是，如果B量超過0.0050％，則存在熱加工性降低的情況。因此，含有B時為0.0002～0.0050％的范圍。優(yōu)選為0.0005～0.0030％的范圍。進一步優(yōu)選為0.0005～0.0010％的范圍。
REM:0.01～0.10％
REM是提高抗氧化性的元素，特別具有抑制焊接部的氧化被膜形成而提高焊接部的耐腐蝕性的效果。為了得到該效果必須添加0.01％以上。但是，如果添加超過0.10％，則使冷軋退火時的酸洗性等制造性降低。另外，因為REM為昂貴的元素，所以過量添加會導致制造成本增加，因而不優(yōu)選。因此，含有REM時為0.01～0.10％的范圍。
以下對本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料的制造方法的一個例子進行說明。
利用轉爐、電爐或真空熔煉爐等公知的方法對由上述成分組成構成的鋼水進行熔煉，由連續(xù)鑄造法或鑄錠-開坯法而制成鋼坯材(鋼坯)。將該鋼坯在1100～1250℃下加熱，或者不加熱地以鑄造狀態(tài)直接熱軋而制成熱軋板。熱軋時，在900～1100℃的范圍結束精軋，其后在卷繞成卷材時，使其卷取溫度為550～850℃。更優(yōu)選卷取溫度為600～700℃。卷取溫度小于550℃時，在熱軋時存在的奧氏體相幾乎不分解成鐵素體相和碳氮化物而被冷卻，進行馬氏體相變，因此馬氏體相率超過本發(fā)明范圍，并且表層部的鐵素體相的平均粒徑低于本發(fā)明的范圍，得不到規(guī)定的成型性和抗表面粗糙性。卷取溫度超過850℃時，與應變量無關地產生再結晶，中心部的未再結晶鐵素體相明顯減少，因此得不到規(guī)定的光澤度。因此，使卷取溫度為550～850℃。因此，容易控制由以短時間完成的熱軋板的連續(xù)退火所致的鐵素體相的粒徑、再結晶。
其后，在成為鐵素體相和奧氏體相的雙相溫度區(qū)域的890～1050℃的溫度下對上述熱軋板實施保持10秒～2分鐘的熱軋板退火。這里，熱軋板退火溫度小于890℃時，成為在鐵素體單相區(qū)內的退火，馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍，得不到抑制因生成馬氏體相而顯現(xiàn)的起皺、麻紋的效果。另外，再結晶進行到板厚中央部為止，晶粒過度粗大化，因此成為軟質的材料，在冷軋時容易產生軋制性缺陷，光澤降低等，從而得不到本發(fā)明的效果。
另一方面，如果退火溫度超過1050℃，則進行碳化物的固溶而助長向奧氏體相中的C稠化，大量生成過度硬質的馬氏體相，冷軋退火后的伸長率降低。另外，馬氏體生成量超過本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。此外，助長鐵素體晶粒的粗大化，成為使表面粗糙惡化的原因，因而不優(yōu)選。退火時間小于10秒時，即使以規(guī)定的溫度進行退火，其影響也止于最表層，鐵素體相的再結晶未在板厚方向充分進行，因此成為硬質的冷軋材料而增大冷軋負荷。另外，表層部的鐵素體相的平均粒徑低于本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。另一方面，如果退火時間超過2分鐘，則向奧氏體相的相變過度進行，冷卻后的馬氏體多于所希望的量。另外，板厚表層部成為過度粗大的鐵素體晶粒，表層部的鐵素體相的平均粒徑超過本發(fā)明的范圍，從而得不到規(guī)定的光澤度和抗表面粗糙性。根據(jù)情況再結晶進行到板厚中央為止而軟質化，因此鐵素體相的部位和馬氏體相的部位的硬度不均成為冷軋時的板厚變動、負載變動的原因，成為制造能力降低的原因。在冷軋板退火后成為混晶組織或粗大的鐵素體單相組織而使抗表面粗糙性惡化。熱軋板退火后根據(jù)需要而實施酸洗。
根據(jù)以上內容制造本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料。
應予說明，使用上述不銹鋼冷軋鋼板用材料來制造鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板時，例如可以根據(jù)以下方法來制造。對上述冷軋鋼板用材料進行冷軋和冷軋板退火(最終退火)。冷軋可以為串列式軋機或多輥軋機中的任一種，從成型性、形狀修正的觀點考慮，優(yōu)選以50％以上的壓下率進行，但并無限定。冷軋板退火在成為鐵素體單相的溫度區(qū)域實施即可，為了得到良好的伸長率，退火溫度范圍為800～890℃，更優(yōu)選為850～890℃。在小于800℃的溫度范圍存在馬氏體相殘留而伸長率降低的情況。如果比890℃更高溫，則新生成奧氏體相，在冷卻時生成馬氏體相，因此成型性明顯降低。另外，為了制造性和避免過量的鐵素體再結晶晶粒的晶粒生長，冷軋板退火優(yōu)選為連續(xù)退火，優(yōu)選在800～890℃的溫度范圍保持5～120秒的連續(xù)退火。此外，為了得到充分的成型性，同時防止加工后產生表面粗糙，更優(yōu)選為保持10～60秒的連續(xù)退火。表面精加工不限定于No.2B、BA、研磨或毛化(dull)加工等，進行適當?shù)谋砻婢庸?。為了賦予所希望的表面粗糙度，消除拉伸應變，可以在伸長率0.3～1.0％的范圍實施調質軋制。
實施例1
以下，根據(jù)實施例對本發(fā)明進行詳細說明。
對具有表1所示的化學組成的不銹鋼利用連續(xù)鑄造法制造200mm厚的鋼坯。將它們加熱到1180℃后，在表2記載的溫度下進行卷取，利用熱軋制成板厚：4mm的熱軋板。
接下來，在表2中記載的條件下對上述熱軋板實施熱軋板退火后，對表面進行噴丸處理，用硫酸、以及由硝酸和氫氟酸構成的混酸這2種溶液進行酸洗而實施除氧化皮，制造熱軋退火板(不銹鋼冷軋鋼板用材料)。按照以下的方法，對熱軋退火板(不銹鋼冷軋鋼板用材料)測定金屬組織的面積率、鐵素體粒徑和未再結晶鐵素體相的比例。
熱軋退火板(不銹鋼冷軋鋼板用材料)的金屬組織
對得到的熱軋退火板，從板寬中央部采取組織觀察用試驗片，對軋制方向截面進行鏡面研磨后，利用王水進行腐蝕(蝕刻)，使用光學顯微鏡以倍率400倍沿板厚方向從表面到中心拍攝9個視野。拍攝位置為從一側表層沿板厚方向為1t/18、3t/18、5t/18、7t/18、9t/18、11t/18、13t/18、15t/18和17t/18(t：板厚)。對拍攝到的組織照片，根據(jù)金屬組織學的特征，將特別被蝕刻為黑色的相作為馬氏體相，將其它相作為鐵素體相而進行分離，根據(jù)圖像解析而測定各視野的馬氏體相的面積率，將9個視野的平均值作為馬氏體相的面積率。
另外，對拍攝位置相當于從表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分的、從鋼板表層到沿板厚方向1t/18、3t/18、5t/18、13t/18、15t/18和17t/18(t：板厚)的圖像，按照JIS G 0551測定鐵素體粒徑，將6個視野的平均值作為從表層到沿板厚方向t/3(t：板厚)的部分的平均晶體粒徑。在相當于除了從板表層到t/3為止的范圍以外的板厚中央部的、從表層到沿板厚方向7t/18、9t/18和11t/18(t：板厚)的圖像中，對鐵素體晶粒測定式(1)的長寬比，求出長寬比超過3.0的晶粒的面積率，將該3個視野的平均值作為除了從板表層到t/3為止的范圍的板厚中央部的未再結晶鐵素體相的比例。
另外，根據(jù)以下所示的方法使用不銹鋼冷軋鋼板用材料來制造不銹鋼冷軋鋼板，對不銹鋼冷軋鋼板的性能進行評價。
將由上述得到的熱軋退火板冷軋至0.8mm厚，以表2中記載的條件進行冷軋板退火。其后，利用電解酸洗來實施除氧化皮處理，最后實施伸長率為0.3～1.0％的調質軋制。
不銹鋼冷軋鋼板的性能評價
(1)成型性
從板寬中央部在相對于軋制方向為90°的方向采取JIS13B號拉伸試驗片，將根據(jù)JISZ 2241的拉伸試驗的斷裂伸長率(El)為25％以上的情況設為合格(○)，將小于25％的情況設為不合格(×)。另外，將為30％以上的情況設為特別優(yōu)異的合格(◎)。
(2)表面美觀性
(2-1)表面光澤
從板寬中央部采取試驗片，像JIS Z 8741中規(guī)定的那樣，使用入射角20°的光的反射能量(Gs20°)，使用在相對于軋制方向為0°和90°的方向各測定2點而得的平均值，將光澤度950以上的情況設為光澤優(yōu)異(○)，將小于950的情況設為不合格(×)。另外，將超過1000的情況設為特別優(yōu)異(◎)。
(2-2)抗麻紋性
從板寬中央部采取試驗片，按照JIS B 0601-2001在相對于軋制方向為90°的方向測定表面粗糙度，結果將Rz為0.2μm以下的情況設為合格(○)，將超過0.2μm的情況設為不合格(×)。
(2-3)抗皺性
由板寬中央部在相對于軋制方向為0°的方向采取JIS5號試驗片，對單面進行#600精加工而研磨后，以按照JIS Z 2241的單軸拉伸賦予20％的預應變，按照JIS B 0601-2001對試驗片的平行部中央的研磨面的起伏高度進行測定，結果將2.5μm以下的情況設為合格(○)，將除此以外的情況設為不合格(×)。將小于2.0μm的情況設為特別優(yōu)異的合格(◎)。
(2-4)抗表面粗糙性
使用測定過抗皺性的試驗片，按照JIS B 0601-2001對試驗片的平行部中央的研磨面的表面粗糙度進行測定，結果將Ra小于0.2μm的情況設為合格(○)，將除此以外的情況設為不合格(×)。
將以上的評價結果與制造條件一起示于表2。
[表1]
[表2]
根據(jù)表確認了在本發(fā)明例中能夠得到充分的成型性(斷裂伸長率)，表面美觀性優(yōu)異。Cr含量小于本發(fā)明的范圍的No.15、C含量超過本發(fā)明的范圍的No.17中馬氏體生成量超過本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。
Cr含量超過本發(fā)明的范圍的No.16中馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的抗皺性。C含量低于本發(fā)明的范圍的No.18中馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的光澤度、抗麻紋性、抗皺性和抗表面粗糙性。
在卷取溫度過低的No.19和21中，馬氏體相率超過本發(fā)明范圍，并且表層部的鐵素體相的平均粒徑低于本發(fā)明的范圍，得不到規(guī)定的成型性和抗表面粗糙性。在卷取溫度過高的No.20中，在中心部不存在未再結晶鐵素體相，得不到規(guī)定的光澤度。在熱軋板退火溫度過高的No.22中，馬氏體生成量超過本發(fā)明的范圍而得不到規(guī)定的成型性。在熱軋板退火時間過長的No.23中，表層部的鐵素體相的平均粒徑超過本發(fā)明的范圍，得不到規(guī)定的光澤度和抗表面粗糙性。在熱軋板退火時間過短的No.24中，表層部的鐵素體相的平均粒徑低于本發(fā)明的范圍，得不到規(guī)定的成型性。在熱軋板退火溫度過低的No.25中，馬氏體生成量低于本發(fā)明的范圍，得不到規(guī)定的光澤度、抗麻紋性和抗皺性。
根據(jù)以上內容，確認了如果使用適當控制了馬氏體量和鐵素體相的平均粒徑以及再結晶程度的本發(fā)明的不銹鋼冷軋鋼板用材料，能夠得到具有規(guī)定的成型性、優(yōu)異的表面美觀性的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板。
產業(yè)上的可利用性
由本發(fā)明得到的不銹鋼冷軋鋼板用材料適合作為應用于以拉深為主體的沖壓成型品、要求較高的表面美觀性的用途，例如廚房器具、餐具的鐵素體系不銹鋼冷軋鋼板的材料。