时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板及其制造方法

摘要

本发明的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板的特征在于，以质量％计含有C：0.020％以下、Cr：10.0～25.0％、N：0.020％以下、Sn：0.010～0.50％，进而按照满足下述(1)式的方式含有Ti：0.60％以下、Nb：0.60％以下、V：0.60％以下、Zr：0.60％以下中的1种或2种以上，应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形后的应力σ1(N/mm2)与在上述拉伸变形后在200℃下实施30分钟的热处理后再次拉伸时的上屈服应力σ2(N/mm2)的差为8以下。(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0？？(1)。

说明书

技术领域

本发明涉及时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板及其制造 方法。特别地，本发明涉及在一般像铁素体系不锈钢那样含有较多Cr的钢 板中能够抑制因时效热处理而导致的强度增加的铁素体系不锈钢板及其制 造方法。

本申请基于2013年3月14日在日本申请的特愿2013-52423号而主张 优先权，将其内容援引于此。

背景技术

铁素体系不锈钢由于具有优异的耐蚀性，所以被用于厨房等许多用途 中。在不锈钢的情况下，钢中的C、N的存在状态与耐蚀性密切相关。即 若在钢中C、N以固溶状态存在，则有时在热处理时或焊接后的冷却过程 中生成Cr碳氮化物，在其周围产生Cr缺乏层而耐蚀性劣化，即产生所谓 的“敏化”。为了抑制这样的敏化，采取以下对策：在不锈钢的制造中极 力减少C、N，且添加与Cr相比碳氮化物生成能力强的元素(Nb、Ti等)而 减少晶内的固溶C及固溶N。这样来制造在铁素体系不锈钢中极力减少了 固溶C及固溶N的钢板。

另一方面，已知在晶内的固溶C、N量残留的情况下，会对时效后的 材质造成影响。关于低碳钢，通过在赋予应变后在低温下实施热处理，有 时会产生材料强度增加的烘烤硬化现象(BH：Bake Hardening)。认为BH 是由于以下原因产生的：残留在晶内的固溶C(N)固附于在赋予应变时导 入的位错，从而成为其后的位错迁移的障碍，因而变形所需的应力增加， 即材料强度增加。已知在晶内C量与因BH而导致的应力增加量(烘烤硬 化量、BH量)△σ之间存在良好的相关性，开发了通过固溶C量的调整来 控制BH量的技术(参照非专利文献1)。

关于含有Cr的钢种的BH，有非专利文献2那样的见解。在非专利文 献2中示出了下述内容：含有为了将C及N以碳氮化物的形式固定所需的 充分的Ti的钢种(18Cr-0.197Ti-0.0028C-0.0054N钢)在拉伸7.5％后、在 200℃下实施30分钟的时效后的时效指数大至超过10MPa。该结果显示了 即使在不锈钢中添加了为了将C和N以析出物的形式固定所需的充分的Ti 的情况下也存在固溶C或N。

如上述那样，作为铁素体系不锈钢薄钢板的敏化对策，采用极力减少 C、N、且添加与Cr相比碳氮化物生成能力强的元素(Nb、Ti等)来减少 晶内的固溶C及固溶N的方法。然而，如非专利文献2中显示的那样，即 使在添加充分的Ti的情况下，有时也会残留固溶C或N。

其中，这样的铁素体系不锈钢薄钢板经常在冷轧、退火之后实施表皮 光轧。这样的钢板若在气温达到比较高温(～50℃左右)的环境中长时间保持 后进行加工，则有时会产生屈服点并产生皱褶状的花纹(拉伸应变)，成为问 题。所谓拉伸应变是在加工前(赋予应变前)一部分位错已经被固溶C或固 溶N固附(常温时效)，在加工时因屈服点延伸而产生的表面缺陷，存在使 制品特性显著劣化的问题。并且，由于拉伸应变会损害外观的美观，用于 将其消除的研磨是必要的，所以抑制拉伸应变是重要的课题。

即，由于在添加了Ti、Nb等碳氮化物生成元素的高纯度铁素体系不锈 钢薄钢板中也残留固溶C或固溶N，有时会产生拉伸应变，所以通过严格 规定冷轧后的薄钢板的保管方法等来应对。

另一方面，作为在添加了Sn的铁素体系不锈钢中通过详细规定热处理 条件来提高各种特性的方法，已知有专利文献1～3。

专利文献1中示出了通过对精轧退火条件进行研究而得到兼具耐蚀性 和加工性的钢板的方法。专利文献2中公开了通过控制精轧退火时的露点、 气氛而得到耐锈性优异的钢板的方法。专利文献3中提出了通过规定热轧 板退火及其后的冷却条件而得到耐氧化性和高温强度优异的钢板的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-174036号公报

专利文献2：日本特开2010-159487号公报

专利文献3：日本特开2012-172161号公报

非专利文献

非专利文献1：冈本笃树、武内孝一：“住友金属”vol.41， No.2(1989)p195-206

非专利文献2：“高纯度Fe-Cr合金的诸性质”(日本铁钢协会特基研 究会高纯度Fe-Cr合金研究部会编(1995)p54-59)

发明内容

发明所要解决的课题

就上述那样的背景技术的见解、以及专利文献1～3而言，难以抑制铁 素体系不锈钢板的拉伸应变，也没有记载暗示其的技术。

因此，本发明的目的是提供通过控制钢的成分体系及制造方法的各条 件而能够抑制在高温下长时间保持时产生的拉伸应变的时效热处理后的强 度增加小的不锈钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为了解决上述课题，调查了钢成分对时效后的拉伸应变的产 生所造成的影响。此时，在产生拉伸应变的情况下明确见到了屈服现象。 因此，首先，调查了时效后的强度(屈服强度)的上升量、即将BH量降低至 何种程度能够抑制拉伸应变。

制作在化学组成为16Cr-C钢中使C量在0.0005％～0.020％中变化而得 到的高纯度铁素体系不锈钢的1.0mm厚冷轧板，通过变更最终退火的热处 理温度及时间，制作了调整了金属组织(固溶C量)的样品。从这些样品中 与轧制方向平行地采集拉伸试验片，在应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形 后，在200℃下实施30分钟的热处理(时效热处理)后再次拉伸，测定此时 的屈服强度。此外使用再拉伸后的试验片调查是否见到拉伸应变。

其结果是，判明在应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形后的应力 σ1(N/mm²)与在该拉伸变形后在200℃下实施30分钟的热处理后再次拉伸 时的上屈服应力σ2(N/mm²)的关系满足下述式(2)时不会见到拉伸应变。

σ2－σ1≤8(2)

即，判明为了在时效热处理后防止拉伸应变的产生，只要使赋予上述 的预应变后进行时效热处理后的BH量、即σ2－σ1达到8(N/mm²)以下即 可。

接着，研究了用于降低BH量的成分体系(钢组成)及制造方法。已知一 般BH量与固溶C量存在相关性，固溶C量可以通过添加碳化物生成元素 (Ti、Nb)而降低。因此，使用17Cr-0.003C-0.006N-0.10Ti钢(钢A)及 17Cr-0.003C-0.006N-0.19Nb钢(钢B)及在这些钢A及钢B中分别添加了 0.2％的Sn的钢种(分别为钢C、钢D)，改变制造工艺来调查BH量的变化。

使用钢A～D，分别制作0.8mm的冷轧板后，将退火温度设为900℃而 进行精轧退火，通过与上述同样的方法测定BH量。作为制造工艺，实施2 种。工艺1设为在热轧后实施热轧板退火的工艺，工艺2设为在热轧后没 有实施退火的情况下进行冷轧的工艺。将钢种、制造工艺与BH量的关系 示于图1中。另外，图中的横轴上记载的“1”或“2”表示制造工艺的“工 艺1”或“工艺2”。

关于钢A、钢B，在任一工艺中BH量均高达10N/mm²。另一方面， 在钢C、钢D中在需要热轧板退火的工艺1中能够将BH抑制到低于 8N/mm²。

进而，使用钢C调查了制造条件对BH量造成的影响，结果判明，BH 量大大依赖于热轧时的精轧条件和接着其进行的热轧板退火条件。

基于通过以上的本发明人的调查得到的见解而作成的本发明的主旨如 下。

(1)一种时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板，其特征在于， 具有下述钢组成：以质量％计含有C：0.020％以下、Si：0.01～2.0％、Mn： 2.0％以下、P：低于0.050％、S：低于0.010％、Cr：10.0～25.0％、N：0.020％ 以下、Sn：0.010～0.50％，进而按照满足下述(1)式的方式含有Ti：0.60％ 以下、Nb：0.60％以下、V：0.60％以下、Zr：0.60％以下中的1种或2种以 上，并且剩余部分实质上包含铁及不可避免的杂质，应变为7.5％的预应变 赋予拉伸变形后的应力σ1(N/mm²)与在上述拉伸变形后在200℃下实施30 分钟的热处理后再次拉伸时的上屈服应力σ2(N/mm²)满足下述(2)式的关 系。

(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0      (1)

σ2－σ1≤8     (2)

另外，上述(1)式中各元素名均表示其含量(质量％)。此外，关于上述(1) 式中的不在钢中含有的元素，代入0。

(2)根据上述(1)所述的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢 板，其特征在于，以质量％计含有Al：0.003～1.0％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不 锈钢板，其特征在于，以质量％计含有Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％、 Mo：0.01～2.0％中的1种或2种以上。

(4)根据上述(1)至(3)中任一项所述的时效热处理后的强度增加小的铁 素体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有B：0.0003～0.0025％、Mg： 0.0001～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Sb：0.001～0.50％、Ga：0.0003～ 0.1％、REM(稀土类金属)：0.002～0.2％、及Ta：0.005～0.50％中的1种或 2种以上。

(5)一种时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢板的制造方法， 其特征在于，在制造具有以质量％计含有C：0.020％以下、Si：0.01～2.0％、 Mn：2.0％以下、P：低于0.050％、S：低于0.010％、Cr：10.0～25.0％、N： 0.020％以下、Sn：0.010～0.50％、进而按照满足下述(3)式的方式含有Ti： 0.60％以下、Nb：0.60％以下、V：0.60％以下、Zr：0.60％以下中的1种或 2种以上、并且剩余部分实质上包含铁及不可避免的杂质的钢组成的铁素体 系不锈钢板时，具备以下工序：

热轧工序，其在接着粗轧进行的由多道次构成的精轧中，将上述精轧 的最终3个道次的合计压下率设为40％以上、并且将上述精轧的最终道次 的轧制温度设为950℃以下，在上述精轧后在500℃以下进行卷取处理；

热轧板退火工序，其在上述热轧工序之后，实施下述热处理：将500℃～ 700℃的范围的升温速度设为3℃/s以上并加热至850℃～1100℃后，将 850℃～550℃的范围的冷却速度设为50℃/s以下。

(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0      (3)

另外，在上述(3)式中各元素名均表示其含量(质量％)。此外，关于上述 (3)式中的不在钢中含有的元素，代入0。

(6)根据上述(5)所述的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢 板的制造方法，其特征在于，将上述热轧工序之前的具有上述钢组成的钢 坯的再加热温度设为1100℃以上。

(7)根据上述(5)或(6)所述的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不 锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述钢组成中进一步以质量％计添加 Al：0.003～1.0％。

(8)根据上述(5)至(7)中任一项所述的时效热处理后的强度增加小的铁 素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述钢组成中进一步以质量％ 计添加Ni：0.01～2.0％、Cu：0.01～2.0％、Mo：0.01～2.0％中的1种或2 种以上。

(9)根据上述(5)至(8)中任一项所述的时效热处理后的强度增加小的铁 素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述钢组成中进一步以质量％ 计添加B：0.0003～0.0025％、Mg：0.0001～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、 Sb：0.001～0.50％、Ga：0.0003～0.1％、REM(稀土类金属)：0.002～0.2％、 及Ta：0.005～0.50％中的1种或2种以上。

发明效果

根据本发明，能够提供通过控制钢的成分体系及制造方法的各条件而 能够有效地抑制在高温下长时间保持时产生的拉伸应变的时效热处理后的 强度增加小的铁素体系不锈钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示钢成分(A：Ti系、B：Nb系、C：Ti-Sn系、D：Nb-Sn系) 与热轧板退火的有无(1：有、2：无)及BH量的关系的图表。

具体实施方式

以下对本实施方式的铁素体系不锈钢板及其制造方法进行叙述。

本实施方式的铁素体系不锈钢板的特征在于，其具有下述钢组成：以 质量％计含有C：0.020％以下、Si：0.01～2.0％、Mn：2.0％以下、P：低于 0.050％、S：低于0.010％、Cr：10.0～25.0％、N：0.020％以下、Sn：0.010～ 0.50％，进而按照满足下述(1)式的方式含有Ti：0.60％以下、Nb：0.60％以 下、V：0.60％以下、Zr：0.60％以下中的1种或2种以上，并且剩余部分 实质上包含铁及不可避免的杂质，应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形后的 应力σ1(N/mm²)与在应变为7.5％的拉伸变形后在200℃下实施30分钟的热 处理后再次拉伸时的上屈服应力σ2(N/mm²)满足下述(2)式的关系。

(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0    (1)

σ2－σ1≤8     (2)

另外，在上述(1)式中各元素名均表示其含量(质量％)。此外，关于上述 (1)式中的不在钢中含有的元素，代入0。

以下，首先，叙述本实施方式的铁素体系不锈钢板的成分元素的限定 理由和时效热处理后的强度的限定理由。另外，关于组成的％的记载没有 特别说明时，是指质量％。

<C：0.020％以下>

C由于为导致拉伸应变的元素，所以越少越优选。但是，由于过度地 减少会导致炼钢阶段中的成本增加，所以其下限值优选设为0.0005％。另 外，从稳定的制造性的观点出发，进一步优选设为0.0015％以上，进一步 优选为0.0025％以上。此外若C的添加量多则不仅容易产生拉伸应变，而 且用于将其以碳化物的形式固定的元素的添加量变多，原料成本增加，所 以将上限设为0.020％。另外，从稳定制造性的观点出发，优选设为0.0080％ 以下，进一步优选为0.0060％以下。

<Si：0.01～2.0％>

Si有时作为脱氧元素而活用、或者为了提高耐氧化性而积极地添加， 但由于极低Si化会导致成本增加，所以将其下限设为0.01％。另外，从这 些观点出发，优选设为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。此外由于大 量的添加会导致材质硬质化，导致制造时的韧性劣化，所以将上限设为 2.0％。另外，从加工性、稳定制造性的观点出发，优选设为0.50％以下， 进一步优选为0.30％以下。

<Mn：2.0％以下>

Mn有时也与Si同样地作为脱氧元素活用，但由于极低Mn化会导致 成本增加，所以优选将其下限设为0.01％。另外，从这些观点出发，进一 步优选设为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。此外由于大量的添加会 导致材质硬质化、耐蚀性的劣化，所以将上限设为2.0％。另外，从加工性、 稳定制造性的观点出发，优选设为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

<P：低于0.050％>

P有时从原料作为杂质元素混入，但其含量越少越好。由于P大量地 存在时会导致二次加工性的劣化，所以将上限限制为低于0.050％。另外， 从抑制加工性劣化的观点出发，优选设为0.035％以下，进一步优选为低于 0.030％。另一方面，P量的下限没有必要特别决定，但过度的减少会造成 原料及炼钢成本的增大，所以从这点出发，优选将0.005％设为下限，进一 步优选为0.010％以上。

<S：低于0.010％>

S是使耐蚀性劣化的元素，由于其含量越少越好，所以将上限限制为 低于0.010％。此外由于含量越低耐蚀性越良好，所以优选低于0.0030％。 进一步优选低于0.0010％。另一方面，由于过度的减少会造成精炼成本的 增加，所以优选将下限设为0.0002％，进一步优选为0.0005％以上。

<Cr：10.0～25.0％>

Cr是在确保耐蚀性的方面极其重要的元素，为了形成钝态被膜而得到 稳定的耐蚀性，需要10.0％以上。另外，从耐蚀性及稳定制造性的观点出 发，优选设为12.0％以上，更优选设为13.5％以上，进一步优选为15.5％以 上。

另一方面，由于大量的添加会造成制造时的韧性劣化，所以上限设为 25.0％。另外，从包括韧性在内的稳定制造性的观点出发，优选设为22.0％ 以下，更优选设为19.3％以下，进一步优选为18.0％以下。

<N：0.020％以下>

由于N也与C同样地为导致拉伸应变的元素，所以越少越优选。

但是，由于过度地减少会导致炼钢阶段的成本增加，所以其下限值优 选设为0.0005％。另外，从稳定的制造性的观点出发，进一步优选设为 0.0015％以上，进一步优选为0.0030％以上。此外若N的添加量多则不仅容 易产生拉伸应变，而且用于将其以氮化物的形式固定的元素的添加量变多， 原料成本增加。因此，将上限设为0.020％。另外，从稳定制造性的观点出 发，优选设为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。

<Sn：0.010～0.50％>

Sn在本实施方式中是重要的元素，具备减少时效后的BH量、防止拉 伸应变的产生的效果。为了体现出该效果，0.010％以上的添加量是必要的， 所以将其设为下限。另外，为了更稳定地确保该效果，优选设为0.05％以 上，更优选为0.08％以上。此外，由于添加0.50％时上述BH减少效果饱和， 所以将其设为上限。另外，若考虑原料成本、BH减少的稳定性，则优选设 为0.30％以下，进一步优选为0.22％以下。

<Ti、Nb、V、Zr中的1种或2种以上>

在本实施方式中，这些元素是为了将C及N以析出物的形式固定所需 的元素，按照满足下述(1)式的方式添加。

(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0    (1)

当不满足上述(1)式时，C及N的作为析出物的固定变得不充分，结果 是固溶C及固溶N量的残留量变多，BH量变大。因此，必须满足该式。

此外，Ti、Nb、V、Zr各个元素的添加量的下限优选设为0.03％，在 其以上时发挥效果。另外，为了更稳定地享有该效果，进一步优选添加0.08％ 以上。另一方面，上限从碳化物生成的观点考虑由C、N量决定。但是， 由于这些元素的大量的添加有时会导致材料的硬质化而使加工性劣化，所 以分别将上限设为0.60％。更优选为0.45％以下。

此外，本实施方式中，优选除了上述元素以外，还添加Al：0.003～1.0％。

由于已知Al有时作为脱氧元素使用，并且使耐氧化性提高，所以也可 以根据需要添加。另外，对脱氧有效的量为0.003％，优选将其设为下限。 此外由于在添加量超过1.0％的情况下强度增加变大，成形性恐怕会劣化， 所以优选将其设为上限。另外，作为发挥一定程度的脱氧效果、且不会使 成形性大大降低的更优选的范围，为0.005％～0.15％。

此外，在本实施方式中，优选除了上述元素以外，还添加Ni：0.01～ 2.0％、Cu：0.01～2.0％、Mo：0.01～2.0％中的1种或2种以上。

这些Ni、Cu及Mo为使耐蚀性提高的元素，也可以根据需要添加。由 于均在添加0.01％以上时发挥效果，所以优选将其设为各自的下限。此外 由于大量的添加会导致材质的硬化、延性的劣化，所以关于Ni、Cu及Mo， 优选分别将2.0％作为上限。另外，从发挥耐蚀性、确保材质的方面出发， 更优选的添加范围为Ni、Cu为0.05～0.60％，Mo为0.20～1.30％。进一步 优选Ni和Cu为0.10～0.30％，Mo为0.30～0.60％。

此外，本实施方式中，优选除了上述元素以外，还添加B：0.0003～ 0.0025％、Mg：0.0001～0.0030％、Ca：0.0003～0.0030％、Sb：0.001～0.50％、 Ga：0.0003～0.1％、REM(稀土类金属)：0.002～0.2％、及Ta：0.005～0.50％ 中的1种或2种以上。

B、Mg及Ca为具有提高二次加工性、耐起皱性的效果的元素。由于 该效果在B：0.0003％、Mg：0.0001％、Ca：0.0003％以上时发挥，所以优 选将其设为下限。另一方面，由于大量的添加有时会导致制造时的成品率 降低，所以优选将上限设为B：0.0025％、Mg及Ca：0.0030％。另外，更 优选的添加范围为B及Ca：0.0003～0.0010％、Mg：0.0002～0.0008％。

Sb对于耐蚀性的提高是有效的，根据需要也可以以0.50％以下的量添 加。特别是从间隙腐蚀性的观点出发，将Sb的含量的下限设为0.001％。 从制造性、成本的观点出发，下限优选设为0.01％。上限为0.1％从成本的 方面出发是优选的。

Ga为了提高耐蚀性、抑制氢脆化，也可以以0.1％以下的量添加。从硫 化物形成的观点出发，下限设为0.0003％。Ga的含量从制造性、成本的观 点出发优选为0.0010％以上。进一步优选为0.0020％以上。

REM(稀土类金属)为对于耐氧化性、氧化皮膜的密合性提高体现效果 的元素，为了体现出这样的效果，优选使下限含有0.002％以上。由于效果 在0.2％时饱和，所以将该值设为REM(稀土类金属)的含量的上限值。另外， REM(稀土类元素)按照一般的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)的2个元素和从镧(La) 到镥(Lu)为止的15个元素(镧系元素)的总称。REM(稀土类金属)可以单独 添加，也可以作为混合物在0.002～0.2％的范围内添加。

Ta为使高温强度提高的元素，可以根据需要添加。为了得到该效果， 以0.005％以上的量添加Ta。但是，由于过度的添加会导致常温延性的降低、 韧性的降低，所以将0.50％设为上限。为了兼顾高温强度和延性·韧性，优 选为0.05％以上且0.50％以下。

关于其他的成分，本发明中没有特别规定，但本发明中，也可以根据 需要添加0.001～0.1％的Hf、Bi等。另外，As、Pb等一般的有害元素、杂 质元素优选尽可能减少。

以上，对钢组成(成分元素)和其限定理由进行说明，但本实施方式所述 的铁素体系不锈钢板除上述元素以外的剩余部分实质上包含Fe及不可避免 杂质。另外，本实施方式中，可以微量添加以不可避免的杂质为首的不会 损害本发明的作用效果的元素。

此外在具有上述的钢组成的铁素体系不锈钢板中，其特征在于，应变 为7.5％的预应变赋予拉伸变形后的应力σ1(N/mm²)与在该拉伸变形后在 200℃下实施30分钟的热处理后再次拉伸时的上屈服应力σ2(N/mm²)的关 系满足下述(2)式的关系。其中，σ1表示应变为7.5％时的应力。在拉伸试 验中，在变形过程中随着应变的增加而应力逐步发生变化，σ1表示应变达 到7.5％时的应力。另外，在该上述拉伸变形中拉伸试验片使用JIS Z 2241： 2011(对应于ISO6892-1：2009)的JIS13B号拉伸试验片，拉伸试验时的拉 伸速度设为1～3mm/min的范围。其他的条件依据JIS Z 2241。

σ2－σ1≤8    (2)

由于在不满足上述(2)式的情况下，在成形(加工)时产生拉伸应变，所 以满足(2)式是重要的。

通过满足上述(2)式而不会产生拉伸应变的原因并不清楚，但认为是由 于通过上述钢组成、特别是含有Sn，钢内的C的行为发生变化。已知Sn 不会与C形成化合物，反而显示排斥的相互作用。此外已知C、Sn均为晶 界偏析倾向强的元素。若从这些事实出发考虑，则认为有可能是Sn通过存 在于晶界中而促进C的析出，成为拉伸应变的要因的固溶C量减少。

接着，对本实施方式所述的铁素体系不锈钢板的制造方法进行说明。

本实施方式的铁素体系不锈钢板的制造方法的特征在于，在制造具有 上述的钢组成、即含有C：0.020％以下、Si：0.01～2.0％、Mn：2.0％、P： 低于0.050％、S：低于0.010％、Cr：10.0～25.0％、N：0.020％以下、Sn： 0.010～0.50％、进而按照满足下述(3)式的方式含有Ti：0.60％以下、Nb： 0.60％以下、V：0.60％以下、Zr：0.60％以下中的1种或2种以上、并且剩 余部分实质上包含铁及不可避免的杂质的钢组成的铁素体系不锈钢板时， 具备以下工序：热轧工序，其在接着粗轧进行的由多道次构成的精轧中， 将上述精轧的最终3个道次的合计压下率设为40％以上，并且将上述精轧 的最终道次的轧制温度设为950℃以下，在上述精轧后在500℃以下进行卷 取处理；热轧板退火工序，其在上述热轧工序之后，实施下述热处理：将 500℃到700℃的范围的升温速度设为3℃/s以上并加热至850℃～1100℃ 后，将850℃到550℃的范围的冷却速度设为50℃/s以下。

(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≥1.0   (3)

另外，在上述(3)式中各元素名均表示其含量(质量％)。此外，关于上述 (3)式中的不在钢中含有的元素，代入0。

以下，对各制造条件进行详细叙述。

“在热轧工序中将钢坯加热至1100℃以上”

首先，将具有上述钢组成的钢进行炼钢，之后铸造而制成钢坯(板坯)。

接着进行热轧工序，但在本实施方式中，优选将热轧工序前的上述钢 坯的再加热温度设为1100℃以上。由于若再加热温度低于1100℃，则有时 热轧中的轧制载荷增加，在轧制时产生伤痕，所以优选将其设为下限温度。 另一方面，由于若再加热温度过高，则有可能钢坯发生软质化而产生形状 变化，所以上限温度优选设为1250℃。另外，从轧制载荷、钢坯形状的观 点出发，特别优选的再加热温度的范围为1150℃～1200℃。

“将精轧的最终3个道次的合计压下率设为40％以上，并且将精轧最 终段的轧制温度设为950℃以下”

将上述钢坯再加热后进行热轧工序。热轧工序大概由粗轧、由多道次、 详细而言为3个以上的道次构成的精轧及其后的卷取工序构成。本实施方 式中，在该精轧中，将最终3个道次的合计压下率设为40％以上，并且将 精轧的最终道次的轧制温度设为950℃以下，进而在500℃以下的卷取温度 下进行精轧后的卷取工序是重要的。

对这些各条件进行说明。

关于精轧的压下，使最终3个道次的合计压下率(以下，也简称为合计 压下率。)达到40％以上。本实施方式中通过较高地设定压下率而使再结晶 核增加，减小再结晶粒径是重要的。关于这样的限定理由在后面叙述，但 认为由于通过提高压下率而充分确保再结晶核，同时在之后的退火工序中 减小再结晶粒径，能够促进Sn的向晶界中的偏析，所以结果是能够减少 BH量。但是，由于若合计压下率低于40％，则无法充分确保再结晶核，其 结果是BH量变高，所以合计压下率设为40％以上。另外，从使再结晶核 增加的观点出发，合计压下率的优选的下限为45％。此外合计压下率的上 限没有特别规定，但若考虑轧制时的载荷，则优选设为80％。另外，最终 3个道次的合计压下率X根据最终板厚tf(mm)与最终3个道次前的板厚 ty(mm)的关系通过下述(4)式求出。

X＝100×(1-tf/ty)(％)    (4)

对将最终3个道次的合计压下率规定为40％以上的理由进行说明。精 轧中的最终3个道次与其他的道次相比轧制温度低而容易蓄积应变。因此， 最终3个道次的合计压下率对之后的退火工序中的再结晶化产生较大影响， 由此导致BH量产生较大变动。即，在轧制温度比较低的最终3个道次中 蓄积的应变量大，其结果是能够增加再结晶核。并且，通过在这样确保再 结晶核的状态下进行后工序的利用热轧板退火的再结晶化，能够将再结晶 粒(再结晶组织)微细化(减小再结晶粒径)，BH量的减少成为可能。关于这 样通过将再结晶粒微细化而能够减少BH量的机制，目前并不清楚，但认 为如下。即，通过将再结晶粒微细化，能够增加作为晶界偏析元素的Sn的 偏析位点即晶界的面积，其结果是Sn的扩散距离减少，向晶界的Sn偏析 得到促进。因此，认为C向晶界的偏析得到抑制，同时C的析出得到促进 而固溶C量减少，其结果是能够抑制BH量的增大。

此外在本实施方式中，从上述那样的确保再结晶核的观点出发，将精 轧最终段的轧制温度设为950℃以下。这是由于，若超过950℃，则BH量 提高，出现拉伸应变。另外，精轧中的最终段(最终道次)的轧制温度的下限 从防止轧制时的伤痕产生的方面出发优选设为780℃。

“卷取温度：500℃以下”

此外，在本实施方式中，从上述那样的确保再结晶核的观点出发，卷 取温度也是非常重要的要件。由于若卷取温度超过500℃，则在后工序的热 轧板退火时再结晶粒(再结晶组织)发生粗大化(再结晶粒径过度地变大)，BH 量增大，所以卷取温度设为500℃以下。另外优选为450℃以下。另一方面， 由于若卷取温度过低，则不仅卷取时的温度控制变得困难，而且需要特殊 的设备，所以卷取温度的下限优选设为250℃。

如以上那样，在本实施方式所述的热轧工序中，规定精轧时的最终3 个道次的合计压下率、精轧温度、以及卷取温度在减少BH量的方面是必 要的。

“在热轧板退火工序中，将500℃到700℃的范围的升温速度设为3℃/s 以上，将加热后的到达温度设为850℃～1100℃，将850℃到550℃的范围 的冷却速度设为50℃/s以下”

在上述热轧工序之后，进行实施下述热处理的热轧板退火工序，所述 热处理是：将500℃到700℃的范围的升温速度设为3℃/s以上并加热至 850℃～1100℃后，将850℃到550℃的范围的冷却速度设为50℃/s以下。

在热轧板退火工序中，首先，加热并使其升温至后述的到达温度，在 本实施方式中将500℃到700℃的范围的升温速度设为3℃/s以上。在低于 3℃/s的情况下，在后工序的热轧板退火时再结晶粒发生粗大化，得不到充 分的BH。升温速度优选为5℃/s以上，进一步优选为10℃/s以上。由于超 过20℃/s时其效果饱和，所以优选将该值设为升温速度的上限值。

此外，加热后(升温)的到达温度对于使通过精轧确保的再结晶核再结晶 化是重要的要件，在本实施方式中，将该到达温度设为850℃～1100℃。由 于若到达温度低于850℃，则除了再结晶不充分，BH量的减少效果变得不 充分以外，冷轧退火板的加工性、起皱特性劣化，所以升温至850℃以上是 重要的。另外，从形成再结晶组织的观点出发，优选将到达温度设为900℃ 以上。此外由于若到达温度超过1100℃，则钢板的晶粒发生粗大化，制品 板的成形性、表面特性(表面粗糙性)劣化，所以到达温度设为1100℃以下。 另外，从抑制晶粒的粗大化的观点出发，优选将到达温度设为1080℃以下。

此外热轧板退火后的冷却时的冷却速度对于将再结晶粒微细化是重要 的要件，本实施方式中按照使850℃到550℃的范围的冷却速度达到50℃/s 以下的方式控制热轧板退火后的冷却过程。由于若冷却速度超过50℃/s， 则再结晶粒的微细化变得不充分而BH量增大，所以冷却速度设为50℃/s 以下。另外，从再结晶粒的微细化的观点出发，优选为15℃/s以下。另一 方面，由于过度的冷却速度的降低会使制造性劣化，所以优选设为5℃/s 以上。此外，从防止因微细的碳氮化物析出而导致的韧性降低、酸洗性劣 化的理由出发，更优选超过10℃/s。

对于如以上那样操作而得到的铁素体系不锈钢热轧钢板，接着，实施 冷轧、退火(最终退火)、以及根据需要进行的表皮光轧。本实施方式中由于 根据最终退火温度的不同其效果没有见到差异，所以没有特别限定。此外， 由于即使改变其升温速度、冷却速度，其效果也不会发生很大变化，所以 从拉伸应变的观点出发，没有必要特别限定。但是，认为由于必须通过退 火而得到再结晶组织，所以需要800℃以上的热处理。由于若退火温度高， 则晶粒发生粗大化，助长成形时的表面粗糙，所以其上限优选设为1050℃。

此外，关于冷轧的条件，由于根据所使用的工作轧辊的轧辊粗糙度、 轧辊直径、以及轧制用油、轧制道次次数、轧制速度、轧制温度、冷轧率 的不同，上述效果不会产生差异，所以对于这些条件没有特别规定。

此外，本实施方式的上述那样的效果在2次冷轧法、3次冷轧法的情况 下也能发挥。

此外，由于控制了钢中组织，所以也不会受到最终退火时的炉内气氛 的影响。

如以上那样，仅通过在具有含有Sn的钢组成(成分体系)的钢坯中组合 地规定热轧条件、卷取条件、热轧板退火条件，就可以得到BH量低、能 够有效地抑制拉伸应变的时效热处理后的强度增加小的铁素体系不锈钢 板。

另外，关于通过利用上述那样的制造方法的条件的控制将再结晶粒微 细化、从而BH量减少的机制并不清楚，但认为如下。

已知BH量与固溶C量存在相关性。C为晶界偏析的元素，但Sn也为 晶界偏析元素。本发明人认为Sn为比C优先进行晶界偏析的元素，所以在 热轧板退火后的冷却过程中Sn比C先在晶界中偏析。即，认为在钢中添加 Sn的情况下晶界中存在的C减少。并且，认为通过Sn优先存在于晶界中， 对于在晶界中没有偏析的C而言，作为碳氮化物的析出得到促进。因此， 推测Sn的添加自身具有减少固溶C的效果，认为其结果是，能够减少BH 量。

此外，本发明中，需要将热精轧设为高压下率并且低温，将卷取温度 设为低温，并提高热轧板退火的升温速度及到达温度。这些条件均是增加 再结晶核、减小再结晶粒径的制造条件。一般，晶粒越细BH量越大，但 本发明中上述那样的减小再结晶粒(减小再结晶粒径)那样的制造条件是必 需的。关于通过减小再结晶粒而能够减少BH量的原因目前并不清楚，但 认为是由于通过增加Sn的偏析位点即晶界面积，从而减小Sn的扩散距离 并促进Sn偏析，结果是能够减少固溶C。

实施例

以下，通过实施例对本发明的效果进行说明，但本发明并不限定于以 下的实施例中采用的条件。

将具有表1、2的成分组成(质量％)的钢熔炼。另外，表1、2的REM(稀 土类金属)为La、Ce、Pr、Nd的混合物。接着，从所得到的钢块切断采集 板厚为90mm的钢坯，再加热至表3～5中所示的加热温度后，通过热轧轧 制至板厚为4.0mm。另外，将精轧的最终3个道次的合计压下率设为X(％)， 将最终道次的轧制温度设为精轧温度(℃)示于表3～5中。

之后，在表3～5中所示的卷取温度下卷取后，在表3～5中所示那样 的各种条件下进行热轧板退火。热轧板退火后进行酸洗，按照板厚达到 0.4～2.0mm的方式进行冷轧，得到冷轧钢板。将其在800～1000℃的范围 内的温度下进行热处理(冷轧板退火)，制成铁素体系不锈钢板。

之后，供于BH测定、拉伸应变判定、成形试验后的表面调查(有无表 面粗糙)。

BH测定使用JIS13B号拉伸试验片如上述那样由应变为7.5％的预应变 赋予拉伸变形后的应力σ1(N/mm²)与在应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形 后在200℃下实施30min的热处理后再次拉伸时的上屈服应力σ2(N/mm²) 的差求出。另外，N数设为2，取平均值进行评价。拉伸速度设为3mm/min。

拉伸应变由将在应变为7.5％的预应变赋予拉伸变形后实施200℃×30 分钟的上述热处理后的上述JIS13B号拉伸试验片进行应变为1％的变形后 的外观进行评价。

成形试验由对热轧板退火后的热轧板使用φ50mm的圆筒冲头以拉深 比为2.0进行成形试验后的纵壁部的表面外观判断有无表面粗糙。此外，目 视观察热轧卷取后的表面状态，观察有无烘烤瑕疵的产生。

在具有本发明的范围内的组成的钢板、及通过利用本发明的制造方法 得到的钢板中，BH量(σ2－σ1)均小至低于8(N/mm²)，未见到拉伸应变、表 面粗糙。

产业上的可利用性

根据本发明，能够有效地抑制将铁素体系不锈钢板在高温下长时间保 持时产生的拉伸应变。因此，能够缓和薄钢板保管方法等的严密化而免于 维护，所以可以大大有助于产业。