CN117836454A

CN117836454A - 析出硬化型马氏体不锈钢及其制造方法

Info

Publication number: CN117836454A
Application number: CN202280056339.6A
Authority: CN
Inventors: 冀欣; 前田大树; 韦富高
Original assignee: Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Current assignee: Nippon Yakin Kogyo Co Ltd
Priority date: 2021-08-19
Filing date: 2022-08-15
Publication date: 2024-04-05
Also published as: AT526637A2; WO2023022129A1; SE2450202A1; JP2023028420A; JP7029570B1

Abstract

析出硬化型马氏体不锈钢，其以质量％计含有C：0.01～0.07％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.1～2.5％、P：0.04％以下、S：0.0020％以下、Ni：4.0～10.0％、Cr：11.0～17.0％、Mo：0.1～1.50％、Cu：0.30～6.0％、Al：0.001～0.200％、N：0.001～0.020％、Ti：0.15～0.45％、Nb：0.15～0.55％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，所述析出硬化型马氏体不锈钢满足式(1)，其制造性优异且具有优异的强度水平，寿命长。Ti+30×N≤0.9…(1)。

Description

析出硬化型马氏体不锈钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及在钢带、压板、板簧、垫片等要求高强度的用途中适合的析出硬化型马氏体不锈钢的制造性改善。进而，本发明的对象是通过应用适当的制造方法来制造钢带时能够大幅延长寿命的组成和制造方法。

背景技术

析出硬化型马氏体不锈钢通过对马氏体组织实施时效处理而能够容易地获得高强度，因此，被广泛用于钢带、压板等，其代表物为SUS630。该钢通过时效热处理而使ε-Cu相析出，提高强度，其到达强度为1500MPa左右，对于现今的高强度化要求而言并不充分。尤其是强烈要求钢带用途中的寿命延长，认为寿命延长＝高强度化，并实施了各种研究。

例如，专利文献1～3中提出了添加有Ti、Si的马氏体不锈钢，但为了获得高强度而需要实施冷轧等，在制造方面的制约也多。另外，担心因其组成和金相组织而在制造中产生裂纹，对于通过生产率高的连续铸造来制造板坯而言，推测其制约多。若与一般的不锈钢相比，则认为其制造性差。

同样地，专利文献4中公开了基于复合有Ti和Nb作为强化元素的新型强化机理的钢。可知其强度水平是令人满足的水平，但制造性差，尤其在连续铸造工序中存在板坯裂纹的问题。

进而，专利文献5中提出了添加Al而实现高强度化、制造性得以改善的钢，但容易在焊缝上产生由Al引起的氧化物，在钢带那样地重视焊接部的特性的用途中的应用受限。

如上那样，针对高强度化的要求示出各种对策，像是得到了一定效果，但现状是制造性变差，其成为阻碍，使用扩大没有进展。另外，若改善制造性，则其它特性变差，以往不存在满足全部要求的钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2017-155317号公报

专利文献2：日本特开2002-173740号公报

专利文献3：日本特开平11-256282号公报

专利文献4：日本专利第6776467号公报

专利文献5：日本专利第4870844号公报

发明内容

发明所要解决的问题

针对高强度化的要求，添加各种强化元素而实现了高强度化，但由此导致制造性变差，成本、交货期达不到令人满足的水平。处于需要想出制造性更好的化学组成、确立制造方法的状况。因而，本发明的目的在于，进行化学组成的研究、制造工序的研究，提供强度水平优异的析出硬化型马氏体不锈钢，实现钢带用途中的要求即长寿命化。

用于解决问题的手段

本发明是鉴于上述状况而进行的，本发明的析出硬化型马氏体不锈钢的特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.07％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.1～2.5％、P：0.04％以下、S：0.0020％以下、Ni：4.0～10.0％、Cr：11.0～17.0％、Mo：0.1～1.50％、Cu：0.30～6.0％、Al：0.001～0.200％、N：0.001～0.020％、Ti：0.15～0.45％、Nb：0.15～0.55％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，所述析出硬化型马氏体不锈钢满足式(1)。

Ti+30×N≤0.9…(1)

本发明的析出硬化型马氏体不锈钢中，优选方式是：用式(2)定义的Mscal.(℃)处于90～160℃的范围，并且，用式(3)定义的δcal.(vol.％)处于1.0～9.0％的范围。

Mscal.(℃)＝1240.1-1300×(C+N)-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu+24.2×Al+18.1×Ti+32.8×Nb…(2)

δcal.(vol.％)＝4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Ti+Nb)-3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)-31.5…(3)

本发明的析出硬化型马氏体不锈钢中，优选方式是：满足式(4)。

Nb+13.3×C≤1.2…(4)

另外，本发明的析出硬化型马氏体不锈钢的制造方法的特征在于，利用连续铸造法来制造矩形板坯，通过热轧而制成带，或者，根据需要实施冷轧而制成规定的板厚，针对由此得到的物体，在900～1150℃下实施固溶化热处理。

本发明的析出硬化型马氏体不锈钢的制造方法中，优选方式是：利用前述连续铸造法而得到矩形板坯，将其作为坯料而制造热轧钢带或冷轧钢带，切除宽度方向的端部而制成制品时，通过将前述宽度方向的切除设为最大75mm而使切除量为最小限，由此，使制品的两侧包括从在矩形板坯阶段的横截面观察时的长边侧、短边侧生长出的铸造组织发生交叉的三重点的外侧。

进而，本发明也提供利用上述制造方法而制造的宽幅钢带，优选方式是：其宽度为800mm以上。

附图说明

图1是表示造成钢带发生断裂的Ti、N量的影响的图。

图2是表示造成连续铸造板坯产生裂纹的C、Nb量的影响的图。

图3是说明板坯和轧带的横截面中的凝固组织的示意图。

具体实施方式

关于高强度化的实现，如专利文献中记载的那样，示出了下述手段：(1)增加使硬化产生的元素的添加量；(2)导入其它强化因子(例如通过冷轧而导入位错)，但高强度化会导致延性降低、脆化，因此，未必成为解决方案。因而，本发明人等为了明确高强度化的实现与钢带的寿命延长的关系而实施了多种钢带断裂原因的调查。

对象材料是本发明人中的一位提出的复合添加Ti、Nb而通过ε-Cu相和Ni₁₆(Ti，Nb)₆Si₇系金属间化合物(以下记作G相)进行了强化的钢和SUS630等钢。经调查的结果可知：其大部分从带的边缘部发生破坏。边缘部进行了倒角加工，但认为其设计、加工精度会影响钢带的寿命。

进而，详细进行断面的观察时可知：根据其破坏形态而能够大致分为两类。一类是以存在于表面附近的非金属夹杂物作为起点的破坏，其以15μm左右的Ti氮化物作为起点，呈现可推测龟裂不会缓慢加剧而是较快加剧那样的断面。可认为这是因为：马氏体不锈钢原本显示脆性的破坏形态，钢带被施加非常大的应力。启示出：即便实现高强度化，在内部存在破坏起点那样的情况下也是相反的效果，在添加Ti的情况下应该限制氮含量，作为强化元素，与Ti相比灵活应用其它元素更有希望。

另一类破坏形态是板厚的中央部优先加剧裂纹那样的特异形态，边缘部好像是起点但并不明显。显示该破坏形态的物体在制造工序中因宽度端部的裂纹、缺陷而去除宽度端部，在宽度方向上进行了尺寸缩减。原因尚不明确，但呈现可推测改善制造性是有效的状况。

根据上述钢带的调查结果而认为高强度化是有效的，但除此之外影响寿命的因素也多，认为进行化学组成、制造工序的设计也会得到一定的效果，从该观点出发进行改善研究。

(a)Ti氮化物起点的破坏抑制/强化元素的选择

针对SUS630中的可判断Ti氮化物为起点的钢和属于同种钢但寿命较长的钢，根据组成进行分析。进行了调查的SUS630制钢带的组成范围(wt％)如表1所示那样，若以Ti、N量对判断为不良的3炉料(charge)、判断为良好的3炉料加以整理，则如图1那样。换言之，得到了Ti、N量多的钢较差的倾向。在SUS630中基本不添加Ti，可认为其是从所使用的废料中混入的。

[表1]

因而，将以Ti、Nb作为时效热处理的强化元素的钢进行实验室熔解，将其TiN的尺寸作为圆当量直径来进行评价。实验室的熔解使用高频熔解炉以1炉料20kg来进行，其Ti、Nb复合添加钢的组成如表2所示那样地变更Ti、N量。在铸造后，从表层切出20mm的柱状组织部，制作填埋试样并进行镜面研磨后，以×400倍针对20mm×20mm的面积进行观察，求出最大的TiN尺寸，与前述SUS630的结果相比来评价优劣。

其结果，同样在Ti、N量多的区域内观察到大的TiN，将该区域设为NG，与SUS630的结果一同设定边界时，可以如下式(1)那样地进行规定。通过以满足该式子的方式控制Ti、N，从而即便是Ti添加钢也能够抑制有害TiN的生成。

Ti+30×N≤0.9…(1)

[表2]

在利用G相来强化钢的情况下，其主要元素为Ti时会发生问题，因此，认为若将强化的主体设为Nb则能够加以抑制，进行实验室熔解，并进行与前述同样的评价。其主要组成与表2中记载的主要组成相同，但设为Ti＝0.33％、N＝0.18％，使Nb变更为0.20％、0.35％、0.45％。其结果可确认：即便增加Nb量，TiN尺寸也不变。换言之，可明确：为了进一步高强度化而增加强化元素的添加量时，通过Nb来进行是有效的。Ti、Nb的复合添加对于长寿命化而言非常有效。

(b)特异形态下的破坏抑制

接着，针对后一破坏形态的问题进行研究。宽度方向的尺寸缩减从制造成本的方面出发也是明显的课题。尺寸缩减的理由是：(1)由连续铸造时的冷却引起的板坯裂纹；(2)由热加工引起的裂纹。因而，针对解决目标是TiN起点的破坏的钢尝试加以解决。换言之，利用Mscal(℃)式来控制马氏体相变开始的温度，防止(1)的裂纹，利用δcal(％)式来控制影响热加工性的δ铁素体量，防止(2)的裂纹。Ti的系数并不明确，因此，预先利用实验室熔解材料来求出系数，并采用该系数。其结果，针对(2)，能够改善至没有问题的水平，但针对(1)的裂纹，无法完全防止。

针对尽管添加Al时能够得到稳定的效果，但添加Nb时一部分无法顺利控制的理由进行了研究。尽管Mscal值为相同程度，但存在裂纹产生存在差异的2种炉料。分别进行裂纹部的组织观察时观察到：产生了裂纹的钢中整体观察到大量的NbC。另外可知：裂纹在最表层部分产生得少，在板坯内部略多，不均匀更加显著。

由此可如下那样地推测。换言之，在连续铸造时，因矩形板坯的厚度方向、宽度方向上的冷却速度的差异而导致Nb碳化物的析出产生差异，其结果，对马氏体相变的起始点造成的影响大的碳的状态产生差异，发生局部的马氏体相变的不均匀，由此产生裂纹。认为冷却速度容易产生差异的长边侧的边角部附近产生了裂纹的倾向也一致。

因而，如下那样地制造连续铸造板坯并进行确认。其是后述实施例之一。如图2所示那样，在高Nb、高C的区域能够确认到裂纹。连续铸造时的矩形板坯的冷却难以精致且均匀，在某个范围内确保了均匀度。因此认为：作为式(2)的Mscal(℃)难以反映出冷却对NbC析出造成的影响，去除可预测变化明显的Nb、C含量多的情况，实现稳定化。若根据该结果来设定边界，则如下式那样。通过以满足该式的方式控制组成，则能够防止板坯的裂纹。

Nb+13.3×C≤1.2…(4)

通过连续铸造而制造的矩形板坯的横截面中，金属凝固组织被分类为短边侧组织和长边侧组织。这是因为：如图3所示那样，冷却从两个长边侧的面和两个短边侧的面进行，四个组织从表面朝着内部方向生长。因此，若仅着眼于一个端部，则从长边侧(换言之宽度方向的上下面)和短边侧(换言之厚度方向)生长出3个柱状的凝固组织，在它们的边界形成三重点。在三重点的内侧的厚度中央部发生交叉的组织被称为最终凝固部，是组织均匀性差的部分，是板厚中央部的裂纹优先加剧的部分。因此，若板坯、热轧带产生裂纹，为了加以去除而进行宽度方向的切除，则在制品端面出现该最终凝固部，前述裂纹变得容易传播。然而，通过解决本发明中的板坯裂纹、热轧裂纹，即，将切除最小化至使得三重点的外侧残留于制品的程度，从而能够将宽度方向最小限度地切除，其结果，能够防止这种裂纹。

另外，制品几乎不含热轧状态的端部。将宽度方向切除的裁切工序是必须的。带宽各种各样，通过根据所要求的带宽来改进热轧方法，例如采用沿着宽度方向进行轧制而扩大宽度的展宽轧制，从而能够实现更稳定的采取位置。另外，确认到在连续铸造工序中进行电磁搅拌而使最终凝固部分散来减轻也是有效的。为了避免制品中包含粗大的TiN，应用立式的连续铸造方法来促进浮起分离也是有效的。

接着，针对各成分的限定理由进行说明。

C：0.01～0.07％

C为使奥氏体相稳定化的元素，是为了抑制δ铁素体相的生成而应该加以控制的元素。通过含有也有助于马氏体相的强化，是在本发明中表现出强度的重要元素。因而，将其下限设为0.01％。然而，若过量含有则导致残留奥氏体相的增加，反而使强度降低。另外，主要与Nb形成碳化物，使马氏体相变起始温度发生变化，产生板坯裂纹。因而，将其上限设为0.07％。优选设为0.02～0.06％、更优选设为0.03～0.05％。

Si：1.0～2.5％

Si是为了脱酸而添加的元素，在本发明中，呈现通过时效热处理而使G相析出的作用，是对于获得强度而言必须的重要元素。为了获得这些效果，至少需要添加1.0％以上，若过量添加，则导致δ铁素体相的增加，热加工性恶化，进而，促进TiN团簇的形成而导致难以控制的状况。因而，将其上限设为2.5％。优选为1.2～2.0％、更优选为1.3～1.9％。

Mn：0.1～2.5％

Mn为使奥氏体相稳定的元素，具有抑制δ铁素体相生成的效果，因此，至少需要添加0.1％以上。然而，若过量含有，则导致残留奥氏体相的增加，使强度降低。进而，形成MnS，也使耐蚀性降低。因此，将上限设为2.5％。优选设为0.5～2.0％、更优选设为0.8～1.7％。

P：0.04％以下

P是在钢中不可避免地混入的元素，其向结晶粒界偏析，也在连续铸造、焊接时的最终凝固部中浓缩，助长凝固裂纹，进而，也导致热加工性的降低，因此，期望尽可能降低。然而，极端降低会导致制造成本上升，因此，将其上限设为0.04％。优选设为0.030％、更优选设为0.025％。

S：0.0020％以下

S与P同为在钢中不可避免地混入的元素，与Mn化合而形成夹杂物(MnS)，使耐蚀性降低，因此，期望尽可能降低。进而，向粒界偏析而使热加工性降低，因此，从这一点出发，也需要降低。因而，将其上限设为0.0020％。优选设为0.0015％以下、更优选设为0.0010％以下。

Ni：4.0～10.0％

Ni是使奥氏体相稳定的元素，具有抑制δ铁素体相生成的效果。进而，是通过时效热处理而形成G相、有助于强度上升的本发明中的重要元素之一。为了获得这些效果，至少需要添加4.0％以上。然而，若过量添加，则导致残留奥氏体相的增加，使强度降低。因此，将上限设为10.0％。优选设为6.0～9.0％、更优选设为6.5～8.5％。

Cr：11.0～17.0％

Cr是为了确保耐蚀性而必须的元素，至少需要为11.0％。然而，若过量添加，则促进δ铁素体相的生成，导致热加工性的降低。因此，将上限设为17.0％。优选设为12.0～16.0％，更优选设为13.0～15.0％。

Mo：0.1～1.50％

Mo是为了确保耐蚀性而必须的元素，至少需要添加0.1％。然而，若过量添加，则促进δ铁素体相的生成，导致热加工性的降低。因此，将上限设为1.50％。优选设为0.6～1.20％，更优选设为0.7～1.00％。

Cu：0.30～6.0％

Cu是使奥氏体相稳定化的元素，具有抑制δ铁素体相生成的效果。进而，是通过时效热处理而形成Cu相、有助于强度上升的本发明中的重要元素之一，至少需要添加0.30％。然而，若过量添加，则导致残留奥氏体相的增加，进而，使热加工性也恶化。因此，将上限设为6.0％。优选设为0.40～4.0％、更优选设为0.50～1.5％。

Al：0.001～0.200％

Al是为了脱酸而添加的元素，是对于使容易氧化而在钢水中的添加成品率差的Nb、Ti稳定含有而言必须的元素。是提高马氏体相变起始温度的唯一元素，是可用于控制Ms点的有用元素。因此，需要至少添加0.001％以上。然而，过量的添加会导致δ铁素体相的增加，进而，使热加工性恶化。因而，将其上限设为0.200％。优选设为0.002～0.170％、更优选设为0.002～0.140％。

N：0.001～0.020％

N为使奥氏体相稳定化的元素，是为了抑制δ铁素体相生成而应该加以控制的元素。通过含有也有助于马氏体相的强化，是在本发明中表现出强度的重要元素。因而，将其下限设为0.001％。然而，若过量含有，则导致残留奥氏体相的增加，反而使强度降低。另外，主要与Ti形成氮化物，产生钢带的破坏起点。进而，使马氏体相变起始温度发生变化，产生板坯裂纹。因而，将其上限设为0.020％。优选设为0.002～0.015％、更优选设为0.003～0.010％。

Ti：0.15～0.45％

Ti为与Si、Ni、Nb一同形成G相，通过时效热处理而有助于强度上升的重要元素。为此，需要至少添加0.15％以上。然而，若过量添加，则导致δ铁素体相的增加，使热加工性恶化。进而，与氮形成化合物而产生破坏的起点，因此，如果可能则添加量少时较好。或者，使马氏体相变起始温度发生变化，产生板坯裂纹等，不良影响变大。因而，将其上限设为0.45％。优选设为0.20～0.40％、更优选设为0.25～0.35％。

Nb：0.15～0.55％

Nb为与Si、Ni、Nb一同形成G相，通过时效热处理而有助于强度上升的重要元素。为此，需要至少添加0.15％以上。然而，若过量添加，则导致δ铁素体相的增加，使热加工性恶化。进而，通过与碳形成化合物而使马氏体相变起始温度发生变化，产生板坯裂纹等，不良影响变大。因而，将其上限设为0.55％。优选设为0.20～0.50％、更优选设为0.25～0.45％。

Ti+30×N≤0.9

其是表示用于通过TiN来抑制钢带寿命显著变短的Ti、N量的式子，是本发明中发现的。可根据所含有的Ti量来决定可接受的N量。

优选设为(1)’，更优选设为(1)”。

Ti+30×N≤0.85…(1)’

Ti+30×N≤0.80…(1)”

Mscal.(℃)为90～160℃

Mscal.(℃)＝1240.1-1300×(C+N)-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu+24.2×Al+18.1×Ti+32.8×Nb

Mscal.是根据成分来预测马氏体相变起始点(Ms点)的计算式，为了能够在本发明中应用而添加了Ti一项。式中的元素符号表示该成分的含量(mass％)。在该值小于90℃的情况下，残留奥氏体相大量残存，在时效热处理后得不到规定强度。另一方面，在超过160℃的情况下，在连续铸造工序中的冷却时，发生向马氏体的相变，产生表面裂纹。因而，需要控制至90～160℃的范围。优选设为95～140℃，更优选设为100～125℃。

δcal.(vol.％)为1.0～9.0％

δcal.(vol.％)＝4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Ti+Nb)-3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)-31.5

δcal.是预测通过连续铸造而制造的板坯中生成的δ铁素体相的体积％的计算式，为了能够在本发明中应用而添加了Ti一项。式中的元素符号表示该成分的含量(mass％)。在该值小于1.0％的情况下，在连续铸造板坯中产生凝固裂纹的频率变高，P、S的不良影响显著化，导致热轧时的裂纹产生。另一方面，在超过9.0％的情况下，使板坯的热加工性恶化，导致裂纹产生。因而，需要控制至1.0～9.0％的范围。优选设为2.0～7.0％，更优选设为2.5～6.5％。

Nb+13.3×C≤1.2

其是表示用于防止在连续铸造工序中因NbC不均匀形成而产生的板坯裂纹的Nb、C量的式子，是本发明中发现的。可根据所含有的Nb量来决定可接受的C量。优选设为(4)’，更优选设为(4)”。

Nb+13.3×C≤1.1…(4)’

Nb+13.3×C≤1.0…(4)”

本发明的析出硬化型马氏体不锈钢中，除上述成分之外的余量由Fe和不可避免的杂质组成。此处，上述不可避免的杂质是指在工业制造不锈钢时因各种因素而不可避免地混入的成分，且在不对本发明的作用效果造成不良影响的范围内可接受其含有。

接着，针对本发明所述的析出硬化型马氏体不锈钢的制造方法进行说明。本发明的合金的制造方法没有特别限定，优选利用下述方法来制造。首先，将Ni合金屑、铁屑、不锈钢屑、铁铬、铁镍、纯镍、金属铬等原料在电炉中熔解。其后，在AOD炉或VOD炉中，吹入氧气和氩气而进行脱炭精炼，且投入生石灰、萤石、Al、Si等来进行脱硫、脱酸处理。该处理中的炉渣组成优选调整至CaO-Al₂O₃-SiO₂-MgO-F系。另外，为了同时高效地进行脱硫，该炉渣优选满足CaO/Al₂O₃≥2、CaO/SiO₂≥3。另外，AOD炉、VOD炉的耐火物优选设为镁铬、白云石。在利用上述AOD炉等进行精炼后，利用LF工序进行成分调整、温度调整后，进行连续铸造来制造矩形板坯，其后，进行热轧，并根据需要进行冷轧，以规定板厚实施固溶化热处理后，制成制品。

固溶化热处理需要在900～1150℃下进行。这是因为：若在低于900℃的条件下进行，则析出强化元素、碳化物等的再固溶不充分，在其后的时效处理中得不到充分的强度提升或者发生耐蚀性的降低。与此相对，在超过1150℃的温度下进行热处理的情况下，导致结晶粒径的粗大化，导致韧性的显著降低，作为钢带无法发挥出充分的寿命。因此，需要在900～1150℃的范围内进行热处理。优选为950～1100℃，更优选为980～1075℃。另外，保持时间优选至少确保15秒以上。这是为了实现制品整体的均热，减小局部强度、韧性的不均匀，应该考虑板厚来适当设定。优选为30秒以上，更优选为1分钟以上。

实施例

以下，通过实施例更详细地说明本发明。但本发明只要不超出其主旨，就不限定于这些例子。将铁屑、不锈钢屑、铁铬等原料在60吨的电炉中熔解(试样No.1～30)。其后，在AOD工序中吹入氧气和氩气来进行脱炭精炼。其后，投入生石灰、萤石、Al、Si来进行脱硫、脱酸。其后，在垂直方式的连续铸造机中进行铸锭而得到板坯。宽度为1550mm，各自的化学组成如表3所示那样。

[表3]

需要说明的是，在这些之中，除C、S、N之外的化学成分通过荧光X射线分析来进行分析。另外，N通过非活性气体-脉冲加热熔融法来进行分析，C、S通过氧气流中的燃烧-红外线吸收法来进行分析。

其后，将上述板坯加热至900～1250℃，进行热轧而得到板厚6.5mm的热轧线圈。接着，对该热轧线圈进行固溶化热处理后，进行酸洗，进而实施冷轧，历经最终的固溶化热处理、酸洗工序，得到板厚为3.5mm的冷轧线圈。固溶化热处理在1050℃下保持2.5min后，在实施水冷的条件下进行。带产生裂纹等，在需要缩减宽度方向的尺寸的情况下，在热轧状态下进行。在因表面缺陷而需要缩减宽度方向的尺寸的情况下，对实施了固溶化热处理的热轧带或冷轧带进行裁切来应对。

品质的确认如下操作来进行。另外，将其评价结果示于表4。

[组织观察/TiN]

从实施了固溶化热处理+酸洗的热轧带中采取样品并进行评价。关于采取位置，在加工成钢带的情况下，是属于裂纹产生危险高的端部、边角部的距离热带的宽度端部为70mm的部分，以能够观察板面的方式制作埋没试样，进行必要最小限的研磨而制成镜面精加工品，由此来进行。利用×200倍的显微镜观察25mm×25mm的范围，求出TiN的最大尺寸。将最大尺寸为8μm以下的样品设为优(A)，将超过8μm且为10μm以下的样品设为良(B)，将超过10μm且为15μm以下的样品设为合格(C)，将观察到超过15μm的TiN的样品设为劣(D)。

[板坯裂纹]

通过目视对两面确认连续铸造后的板坯外观来进行。特别仔细地观察板坯端面、距离端面为200mm左右的范围。其结果，将在板坯中未观察到裂纹的样品设为优(A)，将裂纹是能够利用磨床加以去除的水平且长度为20mm以下、个数在每10m中为2个以下的样品设为良(B)，同样将裂纹的长度为70mm以下、个数在每10m中为5个以下的样品设为合格(C)，将裂纹大而判断为需要表面修整或宽度切割这一水平的样品设为劣(D)。

[热加工性]

目视观察实施了热轧的线圈侧面，确认端面有无裂纹来进行。将完全观察不到裂纹的样品评价为优(A)，将在端面观察到裂纹但板面处的裂纹长度为2mm以下、在制造方面没有问题这一水平的样品评价为良(B)，同样将板面处的裂纹长度为5mm以下、在制造方面没有问题这一水平的样品评价为合格(C)，将确认到长度超过5mm的裂纹而判断为需要宽度切割的样品评价为劣(D)。

[制品宽度]

最终能够确保何种程度的制品宽度或其按照连续铸造板坯宽度换算处于哪个位置对于钢带材而言成为关键点。因而，对于实施了退火-酸洗的热轧带，测量可采取的制品宽度并加以对比。宽度因热轧而发生变动，但绝大多数略宽，其影响小。因而，将应该从热轧后的宽度切除的长度超过之前作为基准的单侧75mm的样品设为劣(D)，将75mm以下且超过50mm的样品设为合格(C)，将50mm以下且超过30mm的样品设为良(B)，将30mm以下的样品设为优(A)。

[表4]

No.1～23满足本发明的条件，因此，任意评价均无问题。由此，为了获得例如800mm宽的制品，可以由宽度大致小于1000mm的矩形板坯来制造，虽然还因选择的组成而异，但小于900mm也可制造，能够改善成品率。

其中，No.1、2、5、20和23中，δ铁素体相的量偏离1.0～9.0％的范围，由于产生板坯裂纹或热加工性恶化，因此，板坯宽度虽然没有不合适，但也不好。另外，No.21、23中，Ms点超过160℃，在连续铸造后板坯表面产生裂纹，板坯宽度存在尺寸缩减。另一方面，No.2、5、10、20、22中，Ms点低于90℃，难以确保作为基本要求的高强度。进而，No.22、23中，(Nb+13.3×C)值超过1.2，在连续铸造工序中产生板坯裂纹，虽然在制造方面没有问题，但需要缩减板坯宽度的尺寸。

与此相对，No.24中，N量偏离本发明的范围，No.25中，Ti量偏离本发明的范围，因此，均是TiN多而变得粗大。热加工性也呈现虽然没有不合适但也说不上良好的水平。

No.26中，Nb量偏离本发明的范围，因此，板坯产生难以去除这一水平的裂纹，因此，该钢未实施热轧。

No.27中，Si量偏离本发明的范围，因此，TiN与根据组成预测到的量相比变大，无法控制。可推测钢水的粘性过低是其一个原因。

No.28中，Cu量偏离本发明的范围，因此，热加工性差，产生大的裂纹。

No.29中，控制TiN的式自在本发明的范围外，因此，TiN粗大化。

No.30中，C量偏离本发明的范围，因此，板坯产生裂纹。由此，判断无法进行热轧而未实施。

Claims

1.析出硬化型马氏体不锈钢，其特征在于，以质量％计含有C：0.01～0.07％、Si：1.0～2.5％、Mn：0.1～2.5％、P：0.04％以下、S：0.0020％以下、Ni：4.0～10.0％、Cr：11.0～17.0％、Mo：0.1～1.50％、Cu：0.30～6.0％、Al：0.001～0.200％、N：0.001～0.020％、Ti：0.15～0.45％、Nb：0.15～0.55％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，所述析出硬化型马氏体不锈钢满足式(1)，

Ti+30×N≤0.9…(1)。

2.根据权利要求1所述的析出硬化型马氏体不锈钢，其特征在于，用式(2)定义的Mscal.(℃)处于90～160℃的范围，并且，用式(3)定义的δcal.(vol.％)处于1.0～9.0％的范围，

Mscal.(℃)＝1240.1-1300×(C+N)-27.8×Si-33.3×Mn-61.1×Ni-41.7×Cr-44.3×Mo-27.4×Cu+24.2×Al+18.1×Ti+32.8×Nb…(2)，

δcal.(vol.％)＝4.3×(1.3×Si+Cr+Mo+2.2×Al+Ti+Nb)-3.9×(30×C+30×N+Ni+0.8×Mn+0.3×Cu)-31.5…(3)。

3.根据权利要求1或2所述的析出硬化型马氏体不锈钢，其特征在于，满足式(4)，

Nb+13.3×C≤1.2…(4)。

4.析出硬化型马氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，其为制造权利要求1～3中任一项所述的不锈钢的方法，其中，利用连续铸造法来制造矩形板坯，通过热轧而制成带，或者，根据需要实施冷轧而制成规定的板厚，针对由此得到的物体，在900～1150℃下实施固溶化热处理。

5.根据权利要求4所述的析出硬化型马氏体不锈钢的制造方法，其特征在于，利用所述连续铸造法而得到矩形板坯，将其作为坯料而制造热轧钢带或冷轧钢带，切除宽度方向的端部而制成制品时，通过将所述宽度方向的切除设为最大75mm而使切除量为最小限，由此，使制品的两侧包括从在矩形板坯阶段的横截面观察时的长边侧、短边侧生长出的铸造组织发生交叉的三重点的外侧。