面内各向异性小的铁素体-奥氏体双相不锈钢板及其制造方法

摘要

本发明涉及一种铁素体-奥氏体双相不锈钢板，其以质量％计，含有：C：0.001～0.10％、Si：0.01～1.0％、Mn：2～10％、P≤0.05％、Ni：0.1～3.0％、Cr：15.0～30.0％、以及N：0.05～0.30％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；奥氏体相率以面积率计为40～90％，铁素体相的晶体取向的最大强度为10以下，奥氏体相相对于铁素体相的硬度比为1.1以上。

说明书

技术领域

本发明涉及加工时的各向异性小的由铁素体相和奥氏体相构成的双相 不锈钢板及其制造方法。

本申请基于2012年3月9日在日本提出申请的特愿2012-52876号主张 优先权，并将其内容引用于此。

背景技术

由铁素体相与奥氏体相构成的双相不锈钢板耐蚀性优异且是微细组 织，因而为高强度，且耐疲劳特性优异，广泛地使用于化学工厂等。但是， 双相不锈钢板的延展性比奥氏体系不锈钢低，因此有时在压制成形时产生 裂纹，要求提升加工性。

作为以往代表性的双相不锈钢，以SUS329J4L(25％ Cr-7％Ni-3％Mo-0.1％N)为代表含有高Ni、Mo。但是，最近开发出降低Ni 量、或不含有Mo的省合金铁素体-奥氏体双相不锈钢，正使用于各种领域(例 如参照专利文献1)。这样的含有省Ni、Mo钢中，通过添加Mn或N，调整 奥氏体量或确保耐蚀性，期待该含有省Ni、Mo的钢可作为SUS304(18％Cr-8 ％Ni)或SUS316(18％Cr-10％Ni-2％Mo)的替代。

另一方面，在将薄钢板成形加工成各种形状、应用于各种部件时，压 制成形性成为课题。该压制成形性中有称作面内各向异性的指标。面内各 向异性大时，将产生成形品的凸缘剩余部的形状不恒定、或成形品端部的 称作耳部的部分起波纹的问题(即制耳(earing)变大的问题)。产生该问题时， 成形时的成品率显著变差，且容易产生成形品的形状的不均匀性，因此优 选面内各向异性小。

如非专利文献1所记载的，铁素体-奥氏体双相不锈钢板的面内各向异 性极大，在薄钢板的成形性方面存在问题。此外，此处的面内各向异性是r 值的面内各向异性，以下式(1)所表示的Δr为指标。

Δr＝|(r₀+r₉₀)/2-r₄₅|    式(1)

其中，式(1)中的r₀是相对于轧制方向平行的方向的r值，r₉₀是相对于 轧制方向为直角方向的r值，r₄₅是相对于轧制方向为45°方向的r值。这些 r值是兰克福特值(塑性应变比)，用以JIS Z2254为根据的方法来测定。Δr 大时是指面内各向异性大，因此由上述观点来看Δr值优选较小。

专利文献1中，公开了直接将铁素体-奥氏体双相不锈钢的钢水进行薄 板铸造，制造轧制方向与宽度方向的机械性质无差异的无各向异性的钢板 的方法。这是省略热轧、直接由钢水制造薄板的方法，与本发明这样的经 过热轧制而制造的通常的制造方法不同。另外，专利文献1是缩小轧制方 向与宽度方向的强度或伸长率的差异的技术，并非如本发明这样的关于r 值的面内各向异性的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平1-53705号公报

非专利文献

非专利文献1：Materials Transactions、Vol.51、No.4(2010)pp.644

发明内容

发明要解决的问题

本发明的课题是：特别着眼于铁素体相的晶体取向强度，提供一种r 值的面内各向异性小、压制成形性优异的铁素体-奥氏体双相不锈钢板及其 制造方法。

用于解决问题的手段

为了解决上述课题，本发明人等详细地调查了双相不锈钢板的r值及其 面内各向异性的显现性。而且，为达成如此目的反复地进行各种研究，结 果得到以下的见识。

铁素体相与奥氏体相混合存在的双相不锈钢的r值及其面内各向异性 被铁素体相的晶体取向强度(织构)所左右。此处，晶体取向强度是通过X 射线衍射法测定的衍射强度，详细而言，是相对于随机样本的衍射强度的 衍射强度之比。因此，晶体取向强度是相对于晶体的取向为随机时(未取向 的晶体)的衍射强度的衍射强度之比，表示取向的程度。晶体取向强度也称 作特定的晶体取向的X射线随机强度比。以往的双相不锈钢中，铁素体的 结晶在与轧制方向平行的晶体取向(轧制方位)上显著发达。因此，制品板的 晶体取向的最大强度(晶体取向强度的最大值)变强。此时，特定方向(相对 于轧制方向为45°左右)的r值变高，轧制方向或宽度方向的r值变低。另 一方面，通过调整成分及制法，可降低冷轧后的冷轧板及制品的晶体取向 的最大强度，实现面内各向异性的降低化。具体而言，通过降低Ni量，并 提高N或Mn的量，使第2相即奥氏体相硬质化，且使奥氏体相的分率适 当化。由此，发现可降低冷轧过程中铁素体相的晶体取向的最大强度。此 时，发现调整冷轧压下率与退火温度是有效的，即，新发现可降低冷轧过 程中铁素体相的晶体取向的最大强度。另外，在之后的退火中，也可实现 将晶体取向的最大强度维持于小的值。通过以上，可提供作为材质特性r 值的面内各向异性小的制品。

本发明是基于上述见识而完成的，该发明的要旨如下所示。

(1)一种面内各向异性小的铁素体-奥氏体双相不锈钢板，其特征在于， 以质量％计，含有：

C：0.001～0.10％、

Si：0.01～1.0％、

Mn：2～10％、

P≤0.05％、

Ni：0.1～3.0％、

Cr：15.0～30.0％、以及

N：0.05～0.30％，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

奥氏体相率以面积率计为40～90％，铁素体相的晶体取向的最大强度为 10以下，奥氏体相相对于铁素体相的硬度比为1.1以上。

(2)上述(1)或(2)记载的面内各向异性小的铁素体-奥氏体双相不 锈钢板，其特征在于，以质量％计，进一步含有选自

Mo：0.1～1.0％、

Cu：0.1～3.0％、

B：0.0005～0.0100％、

Al：0.01～0.5％、

Ti：0.005～0.30％、

Nb：0.005～0.30％、

Zr：0.005～0.30％、

Sn：0.05～0.50％、

W：0.1～2.0％、

Mg：0.0002～0.0100％、以及

Ca：0.0005～0.0100％中的1种以上。

(3)上述(1)或(2)记载的面内各向异性小的铁素体-奥氏体双相不 锈钢板，其特征在于，作为面内各向异性的指标的用下式(1)表示的Δr 为0.5以下，

Δr＝|(r₀+r₉₀)/2-r₄₅|    式(1)

其中，r₀是相对于轧制方向平行的方向的r值，r₉₀是相对于轧制方向为 直角方向的r值，r₄₅是相对于轧制方向为45°方向的r值。

(4)一种面内各向异性小的铁素体-奥氏体双相不锈钢板的制造方法， 其特征在于，其具有下述工序：将具有上述(1)或(2)记载的成分组成 的铁素体-奥氏体双相不锈钢进行冷轧的工序，和之后的退火工序；

在所述冷轧的工序中，将压下率设定为90％以下，

在所述退火工序中，将退火温度设定为1000～1100℃，将直至500℃的 冷却速度设定为5℃/秒以上，在冷却过程的400～500℃的温度区保持5秒以 上。

发明效果

以往，铁素体-奥氏体双相不锈钢板的面内各向异性大，在压制成形性 方面存在问题。与此相对，根据本发明的一形态，可得到面内各向异性小 的铁素体-奥氏体双相不锈钢板的薄钢板。通过在家电、建筑、汽车等各种 领域中将本发明的一形态的铁素体-奥氏体双相不锈钢板用作成形用途，在 环境对策或部件的低成本化等方面可得到较大的效果。

附图说明

图1是表示本发明钢与比较钢的织构与面内各向异性(Δr)的图。

图2是表示铁素体相的晶体取向的最大强度与面内各向异性(Δr)的关 系的图。

图3是表示奥氏体相率(γ相率)与面内各向异性(Δr)的关系的图。

图4是表示冷轧压下率与面内各向异性(Δr)的关系的图。

具体实施方式

以下，详细地说明本实施方式。

首先，说明本实施方式的铁素体-奥氏体双相不锈钢板的化学成分的限 定理由。此处，成分的含量的单位“％”是指质量％。

C量大于0.10％时，成形性与耐蚀性显著地劣化，因此将C量的上限 设为0.10％。C可稳定地生成奥氏体相，对于增大奥氏体相与铁素体相的 硬度差、抑制晶体取向强度上升是必要的元素。C量小于0.001％时，难以 得到双相组织。因此，优选将C量的下限设为0.001％。此外，考虑到精炼 成本、焊接性时，C量优选为0.02～0.05％。

Si也是作为脱氧剂有用的元素，但Si量大于1.0％时，热加工性劣化， 变得难以制造。因此，将Si量设为1.0％以下。然而，为了脱氧，0.01％以 上的Si是必要的，因此将Si量的下限设为0.01％。此外，考虑到精炼成本、 耐氧化性、耐蚀性时，Si量优选为0.3％～0.8％。

Mn是作为脱氧剂而添加的元素。另外，为了稳定地生成奥氏体相，增 大奥氏体相与铁素体相的硬度差，以抑制晶体取向的最大强度的上升，添 加2％以上的Mn。Mn量大于10％时，耐蚀性显著地劣化，因此将Mn量 的上限设为10％。此外，考虑到耐氧化性或制造时的酸洗性时，Mn量优选 为3.0～6.0％。

P作为杂质含有，使制造时的热加工性劣化，因此将P量的上限设为 0.05％。但是，过度地降低P量会导致精炼成本增加，因此P量优选为 0.02～0.04％。

Ni是可稳定地生成奥氏体相的元素，将Ni量的下限设为0.1％。但是， 因合金成本高，将Ni量的上限设为3.0％以下。但是，过度地降低Ni量有 时导致耐蚀性劣化，因此Ni量优选为0.5～3.0％。

为确保耐蚀性或耐氧化性，添加15.0％以上的Cr。另一方面，添加大 量的Cr会导致合金成本增加，因此将Cr量的上限设为30.0％.此外，考虑 到制造性，Cr量优选为17.0～25.0％。

N可提升双相不锈钢的耐蚀性。另外，N可稳定地生成奥氏体相，增 大奥氏体相与铁素体相的硬度差，抑制晶体取向的最大强度的上升。因此， 添加0.05％以上的N。另一方面，N量大于0.30％时，显著硬质化，且铸造 性或热加工性变差。因此，将N量的上限设为0.30％。此外，考虑到抑制 焊接性或铁素体相的织构朝特定晶体取向发达，N量优选为0.10～0.30％。N 量进一步优选为大于0.15％且小于等于0.30％。

Mo是有助于提升耐蚀性或高温强度之元素，也可根据需要添加0.1％ 以上的Mo。Mo量小于0.1％时，不能充分地得到提升耐蚀性和高温强度的 效果。但是，Mo是生成铁素体的元素，因此Mo量大于1.0％时，不能充 分地生成奥氏体相。因此，将Mo量设为0.1～1.0％。考虑到合金成本或制 造性时，Mo量优选为0.1～0.5％。

为控制耐蚀性或奥氏体相的相率，也可根据需要添加0.1～3.0％的Cu。 Cu量小于0.1％时，不能充分地得到提升耐蚀性的效果。Cu量大于3.0％时， 提升耐蚀性的效果饱和，且抑制奥氏体相的相率的效果也饱和。考虑到热 加工性时，Cu量优选为0.1～2.0％。

B是在晶界偏析、提升热加工性的元素，也可根据需要添加0.0005％ 以上的B。B量小于0.0005％时，不能充分地得到提升热加工性的效果。但 是，B是生成铁素体的元素，因此B量大于0.0100％时，不能充分地生成 奥氏体相。因此，将B量设为0.0005～0.0100％。此外，考虑到晶界腐蚀性 时，B量优选为0.0005～0.0030％。

Al可充分用作脱氧剂。另外，Al可提升耐氧化性或耐蚀性。因此，也 可根据需要添加0.01～0.5％的Al。Al量小于0.01％时，不能充分地得到提 升耐氧化性或耐蚀性的效果。Al量大于0.5％时，提升耐氧化性或耐蚀性的 效果饱和。考虑到韧性时，Al量优选为0.01～0.10％。

Ti对于与N形成TiN而使焊接部及铸造组织的组织微细化是有效的元 素。另外，Ti是提升耐蚀性的元素。因此，也可根据需要添加0.005～0.30 ％的Ti。Ti量小于0.005％时，不能充分地显现出将焊接部及铸造组织的组 织微细化的效果。Ti量大于0.30％时，该效果饱和，且在钢板的制造工序 中成为产生表面缺陷的原因。考虑到合金成本或韧性时，Ti量优选为 0.005～0.15％。

Nb是具有与Ti类似的作用且提升强度的元素，也可根据需要添加 0.005～0.30％的Nb。Nb量小于0.005％时，不能充分地显现出将焊接部及铸 造组织的组织微细化的效果。Nb量大于0.30％时，该效果饱和。考虑到合 金成本或韧性时，Nb量优选为0.005～0.15％。

Zr也是具有与Ti或Nb类似的作用且提升耐氧化性的元素，也可根据 需要添加0.005～0.30％的Zr。Zr量小于0.005％时，不能充分地显现出将焊 接部及铸造组织的组织微细化的效果，也不能充分地显现出提升耐氧化性 的效果。Zr量大于0.30％时，该效果饱和。考虑到合金成本或韧性时，Zr 量优选为0.005～0.15％。此外，Zr量大于0.15％时，有韧性下降的倾向。

Sn是提升耐蚀性的元素，也可根据需要添加0.05～0.50％的Sn。Sn量 小于0.05％时，不能充分地显现出提升耐蚀性的效果。Sn量大于0.50％时， 该效果饱和。考虑到热加工性或焊接性时，Sn量优选为0.05～0.20％。

W是提升耐蚀性或耐热性的元素，也可根据需要添加0.1～2.0％的W。 W量小于0.1％时，不能充分地显现出提升耐蚀性或耐热性的效果。W量大 于2.0％时，该效果饱和。考虑到合金成本或韧性时，W量优选为0.1～1.0％。

Mg是作为脱氧剂充分利用的元素。另外，Mg是对焊接部及铸造组织 的组织微细化有效的元素。因此，也可根据需要添加0.0002～0.0100％的Mg。 Mg量小于0.0002％时，不能充分地显现出将焊接部及铸造组织的组织微细 化的效果。Mg量大于0.0100％时，该效果饱和。考虑到制造性时，Mg量 优选为0.0002～0.0020％。

Ca与S结合可提升热加工性，因此也可根据需要添加0.0005～0.0100％ 的Ca。Ca量小于0.0005％时，不能充分地显现出提升热加工性的效果。Ca 量大于0.0100％时，该效果饱和。考虑到耐蚀性时，Ca量优选为 0.0005～0.0100％。

接着，说明本实施方式的要点即铁素体相的晶体取向强度。

通过轧制及热处理，铁素体相及奥氏体相的结晶在特定晶体取向上发 达。在特定晶体取向发达的结晶影响钢板特性。朝特定晶体取向发达的程 度(取向的程度)与通过X射线衍射法、中子衍射法等所测定的晶体取向强度 成比例。此处，晶体取向强度是相对于随机样本的衍射强度的衍射强度之 比，也称为特定晶体取向的X射线随机强度比。晶体取向强度的测定有许 多种方法，但本实施方式中规定通过X射线衍射法所得到的晶体取向强度。 图l表示具有不同面内各向异性的双相不锈钢板(本发明钢与比较钢)的铁素 体相的织构。这些双相不锈钢板是厚度为1.0mm的冷轧-退火板，是在冷轧 压下率为78％、退火温度为1050℃的条件下制造得到的。织构通过以下方 法所测定。首先，对钢板实施机械研磨与电解研磨，显现出板厚的中心区 域。使用X射线衍射装置(理学电机工业株式会社制)，并使用Mo-Kα线， 测定板厚中心区域的(200)、(310)及(211)的正极点图。由这些正极点图使用 球面调和函数法，得到3维晶体取向密度函数。

图l是通过Bunge法表示的3维织构，是可以用等高线看出晶体取向强 度的截面(φ2＝45°截面)。此处，晶体取向强度是相对于随机样本的衍射强 度的衍射强度之比。图l中，平行于轧制方向的铁素体相的晶体取向(轧制 方位)是{100}<011>、{211}<011>。图1的比较钢的织构中，结晶在作为铁 素体相的轧制方位的{100}<011>、{211}<011>方位显著地发达，晶体取向 的最大强度(晶体取向强度的最大值)高达18。另外，显示r值的面内各向异 性的Δr高达1.34，压制成形性差。

另一方面，图1的本发明钢的织构中，朝上述轧制方位的结晶的发达 受到抑制，晶体取向的最大强度(晶体取向强度的最大值)为8，比比较钢更 低。另外，Δr为0.38，可知各向异性小。由以上结果，可知r值的面内各 向异性被作为母相的铁素体相的织构所左右，及通过抑制特定织构的发达 可有效地降低各向异性。图2表示铁素体相的晶体取向的最大强度与Δr的 关系。最大强度为10以下时，Δr为0.5以下。因此，本实施方式中，将铁 素体相的晶体取向的最大强度规定为10以下。铁素体相的晶体取向的最大 强度的下限值为随机状态的1。Δr优选较低，但Δr为0.5以下时，不会产 生与压制时的形状相关的问题。因此，本实施方式中，将Δr规定为0.5以 下。Δr进一步优选为0.4以下。

此外，晶体取向的最大强度是全部晶体取向的晶体取向强度中的最大 值。测定(200)、(310)及(211)的正极点图，由这些3个正极点图得到3维晶 体取向密度函数时，即可得到关于全部晶体取向的晶体取向强度的信息。

面内各向异性是r值的面内各向异性，以公知的下式(1)所表示的Δr为 指标。

Δr＝|(r₀+r₉₀)/2-r₄₅|    式(1)

其中，式(1)中的r₀是相对于轧制方向平行的方向的r值，r₉₀是相对于 轧制方向为直角方向的r值，r₄₅是相对于轧制方向为45°方向的r值。这些 r值是兰克福特值(塑性应变比)，用以JIS Z2254为根据的方法来测定。Δr 大时是指面内各向异性大，因此由上述观点来看Δr值优选较小。

本实施方式中，铁素体-奥氏体双相不锈钢的奥氏体相率(面积率)也为 降低面内各向异性的要素。奥氏体相作为第2相在热轧工序中析出，且其 析出量随着温度变化。在本实施方式中，发现了下述新的技术思想：通过 冷轧控制铁素体相的晶体取向强度(织构)，且冷轧及退火后也维持该晶体取 向特性(织构)，能显现出低的面内各向异性。在无奥氏体相时、或奥氏体相 与铁素体相的硬度差小时，通过轧制变形，铁素体相的特定晶体取向急剧 发达(轧制织构的发达)。此时，即使通过之后的热处理，晶体取向的最大强 度也变强(再结晶织构的发达)。

另一方面，本实施方式的钢组成的情况下，母相的铁素体相比第2相 的奥氏体相软质。因此，在冷轧工序中，在被辊所限制的状态下受到变形 时，铁素体相从硬质的奥氏体相受到极不均匀的变形。本发明人等以纳米 压痕法详细地测定奥氏体相与铁素体相的硬度。结果发现，在奥氏体相的 硬度为铁素体相的硬度的1.1倍以上时，各向异性变小。在变形过程中从硬 质的奥氏体相大量地导入不均匀的应变至母相的铁素体相，因此局部且不 均匀地产生晶体取向旋转。因此，认为特定晶体取向的发达受到抑制，由 此各向异性变小。为了使小的面内各向异性稳定化，奥氏体相相对于铁素 体相的硬度比优选为1.2以上。硬度比大于2.0时，成为奥氏体相显著地硬 化的状态，成形加工时在铁素体相与奥氏体相的界面产生裂纹。因此，硬 度比的上限优选为2.0。

另外，本发明人等也调查了奥氏体相率(奥氏体相的分率(面积分率))。 准备具有与图1的本发明钢相同的组成的冷轧板，于在950℃～1150℃调整 退火温度，制作了具有各种奥氏体相率的试样。此外，为了使奥氏体相率 变化，使冷轧板的退火温度从950℃变至1150℃。测定所得到的试样的奥 氏体相率与Δr。此处，奥氏体相率用铁素体测量仪测定，但也可通过图像 解析装置或EBSP解析装置等求得。以1100℃的退火温度所制作的试样的 奥氏体相率为40％。以1000℃的退火温度所制作的试样的奥氏体相率为90 ％。

图3表示奥氏体相率与面内各向异性(Δr)的关系。如图3所示，奥氏 体相率为40％以上90％以下时，Δr为0.5以下。因此，将奥氏体相率的下 限设为40％，上限设为90％。如此发现，缩小面内各向异性，且使小的面 内各向异性稳定化的作用也受奥氏体相率(面积分率)影响。奥氏体相率过度 地增加时，冷轧过程中将受到来自奥氏体相的过度的不均匀的变形，冷轧 退火后的铁素体相的织构发达。因此，认为各向异性变大。因此，将奥氏 体相率设为40～90％。进一步稳定地缩小面内各向异性，且考虑到强度或延 展性时，奥氏体相率优选为50～80％，进一步优选为60～80％。

接着，对制造方法进行说明。

本实施方式的钢板的制造方法由制钢-热轧-酸洗-冷轧-退火-酸洗的各 工序所构成。在制钢中，优选使用在转炉或电炉中熔炼含有前述必须成分 及根据需要添加的成分的钢，接着进行2次精炼的方法。熔炼后的钢水依 据公知的铸造方法(连续铸造)作成板坯。将板坯加热至规定的温度，并以连 续轧制热轧成规定的板厚。热轧中，用由多个轧台构成的热轧机来轧制板 坯，接着进行卷取。本实施方式中，并未特别规定铸造及热轧条件，根据 成分适当选择即可。

热轧后，可以实施热轧板退火也可省略，进行酸洗处理，之后实施冷 轧。在冷轧中，将冷轧的压下率设为90％以下。图4表示压下率与Δr的关 系。压下率大于90％时，Δr大于0.5，面内各向异性变大。冷轧中的应变 过度地变大时，铁素体相的晶体取向的最大强度急剧增高(轧制方位上结晶 显著地发达)。由此认为面内各向异性变大。此外，考虑到延展性或生产率 时，冷轧的压下率优选为30～80％。并未特别规定冷轧中的其他条件(辊径、 道次数、轧制温度等)，根据生产率适当选择即可。

冷轧后的退火用以调整奥氏体相率而实施。为了将奥氏体相率设为40 ％以上，将退火的加热温度设为1100℃以下。为了将奥氏体相率设为90％ 以下，将退火的加热温度设为1000℃以上。但是，过度高温下的退火反倒 使奥氏体相率减少，使结晶粒粗大化。因此，导致铁素体相的晶体取向的 最大强度的增加。因此，将退火的加热温度(退火温度)设为1000～1100℃。 此外，从延展性或韧性的观点出发，退火温度优选为1020～1075℃。另外， 加热后的冷却速度过慢时，冷却过程中Cr碳氮化物析出，韧性或耐蚀性劣 化。因此，将直至500℃的冷却速度设为5℃/秒以上。冷却速度大于500 ℃/秒时，钢板形状显著劣化，因此将冷却速度的上限设为500℃/秒。此 外，考虑到生产率或酸洗性时，冷却速度优选为10～50℃/秒，冷却方法可 适当地选择气水冷却、水冷却等。

为了使奥氏体相的硬度为铁素体相的硬度的1.1倍，需要使N在奥氏 体中浓化，将奥氏体相硬质化。本实施方式中，在冷却过程的400～500℃的 温度区中保持5秒以上。由此，使N在奥氏体中浓化。但是，保持时间大 于500秒时，使生产率显著地劣化，因此将保持时间的上限设为500秒。 此外，考虑到生产率时，保持时间优选为60秒以下。

对于其他工序的制造方法并未特别规定，可适当地选择热轧板的厚度、 冷轧板的退火气氛等。另外，冷轧、退火后也可赋与调质轧制或拉力整平。 此外，也可根据所要求的构件(加工后的构件)的厚度选择制品的板厚。

实施例

熔炼表l所示成分组成的钢，铸造成板坯，热轧板坯制成厚度为3.5mm 的热轧卷材。之后，将热轧卷材退火、酸洗，以78％的压下率冷轧制成冷 轧板。接着，将冷轧板退火。在退火工序中，将冷轧板加热至1050℃，接 着在直至500℃的冷却速度为10℃/秒的条件下进行冷却。退火后，实施 酸洗制成制品板。对如此所得的制品板以前述方法进行了Δr、晶体取向的 最大强度、及奥氏体相率的测定。

表3

钢No.1～10的铁素体-奥氏体双相不锈钢板具有本实施方式所规定的范 围的钢成分，奥氏体相率、铁素体相的晶体取向的最大强度满足本实施方 式所规定的范围。另外，作为各向异性指标的Δr为0.5以下，面内各向异 性小。

另一方面，钢No.11是相当于SUS329J4L的钢，Ni及Mo的量偏离本 实施方式所规定的范围。另外，奥氏体相率低，且铁素体相的晶体取向的 最大强度显著地高。因此，Δr大于0.5，各向异性大。

钢No.12的C量、钢No.14的Mn量、及钢No.17的N量比本实施方 式所规定的范围的下限少。C、Mn及N是奥氏体生成元素，因此钢No.12、 14及17的奥氏体相率与铁素体相的晶体取向的最大强度在本实施方式所规 定的范围外。因此，Δr大。

钢No.13的Si量、钢No.16的Cr量、钢No.18的Mo量、钢No.20的 B量、钢No.21的Al量、钢No.25的Sn量、及钢No.26的W量均比本实 施方式所规定的范围的上限多。Si、Cr、Mo、B、A1、Sn及W是铁素体生 成元素，因此钢No.13、16、18、20、21、25及26中，铁素体相率变多。 因此，铁素体相显著地在轧制方位上发达，Δr大。

钢No.15的Ni量与钢No.19的Cu量比本实施方式所规定的范围的上 限多。Ni及Cu是奥氏体生成元素，因此钢No.15、19中奥氏体相率变得过 多，铁素体相的晶体取向的最大强度在本实施方式所规定的范围外。因此， Δr大。

钢No.22的Ti量、钢No.23的Nb量、及钢No.24的Zr量比本实施方 式所规定的范围的上限多。因此，钢No.22～24中，Ti、Nb及Zr与作为奥 氏体生成元素的C或N结合，抑制奥氏体的生成，奥氏体相率下降。因此， Δr大。

使用具有与本发明例的钢No.1～4相同的钢组成的钢，改变冷轧压下率 与冷轧板的退火条件来制造钢试样，用前述方法测定了Δr、晶体取向强度 及奥氏体相率。在表4中示出所得到的结果。

如表4所示，本发明例的钢试样No.101～104是在本实施方式所规定的 条件下制造的。这些本发明例的钢试样No.101～104的Δr小，面内各向异 性小。因此，压制成形性良好。与此相对，比较例的钢试样No.105～110是 在冷轧压下率、冷轧板退火温度及冷却速度偏离本实施方式所规定的范围 的条件下制造的。这些比较例的钢试样No.105～110的Δr大，面内各向异 性大。因此，在压制成形性方面存在问题。

产业上的可利用性

本实施方式的铁素体-奥氏体双相不锈钢板的r值的面内各向异性小， 压制成形性优异。因此，本实施方式的铁素体-奥氏体双相不锈钢板适合使 用于要求优异耐蚀性的压制成形品。