TW201802248A - 介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法 - Google Patents

介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201802248A
TW201802248A TW106117884A TW106117884A TW201802248A TW 201802248 A TW201802248 A TW 201802248A TW 106117884 A TW106117884 A TW 106117884A TW 106117884 A TW106117884 A TW 106117884A TW 201802248 A TW201802248 A TW 201802248A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
phase
stainless steel
steel strip
iron
steel plate
Prior art date
Application number
TW106117884A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI642790B (zh
Inventor
松村雄太
小川恭平
田中慎一
細谷佳弘
平田辰美
Original Assignee
特殊金屬超越股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 特殊金屬超越股份有限公司 filed Critical 特殊金屬超越股份有限公司
Publication of TW201802248A publication Critical patent/TW201802248A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI642790B publication Critical patent/TWI642790B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本發明提供一種兼備高強度、高延展性的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法。 介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板，以質量%計含有C:0.05~0.15%、Si:0.05~1%、Mn:2%以下、Cr:16~18%、Ni:4~11%、Mo:2.5%~3.5%，且剩餘部分是由Fe及無法避免之雜質所構成；在α´相和γ相的2相組織中，γ相是由γT 相與γR 相所構成，γT 相與γR 相之總計為15~50體積%，依式(2)定義之γT 相面積比(=100x(γT 相佔觀察面積整體之總計面積比例) 為1%以上且20%以下；並具有0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 ~1900N/mm2 ，且「YS-EL值」(YS・EL)滿足21000~48000之特性。

Description

介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法
發明領域 本發明是有關強度與延展性之平衡優異的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法。
發明背景 以智慧型手機或筆記型電腦、照相機等為代表之精密機器的機能性零件、以及汽車或飛機等的高耐久骨架構造零件是在滿足對於加工性和尺寸精度之要求的同時，並謀求因高強度化所導致的薄化及輕量化。並且，因機器之小型輕量化導致零件驅動時的負荷變大，故會要求亦可耐受過度嚴苛之使用的強度、和重複疲勞強度等的優異耐久性。
尤其，對於汽車用骨架構造零件，截至目前，正積極進行關於高強度及高延展性化之開發。譬如正在開發添加有超過20mass%的Mn或Ni、且具有習知TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼等級的強度-延展性平衡之γ-SUS及TWIP(Twinning Induced Plasticity)鋼。然而，該等高強度及高延展性鋼不僅成分成本增加，用以製造鋼帶或鋼板的冷軋延也變得困難。此外，大多數的習知鋼並不含Cr，故耐蝕性不佳而需進行防鏽處理。
今日，被視為最有力候補的低合金TRIP型複合組織鋼可得TS:980MPa-EL:30%、TS:l180MPa-EL:25%左右(參照非專利文獻1)。但，即便是此種鋼，所得之性能仍然不足。具有作為構造材所要求的降伏強度(YP)≧ 1400Mpa、且具有高延展性之鋼帶及鋼板尚未被實用化。
譬如於專利文獻1(日本專利特開2002-173742號公報)中記載有以改善形狀平坦性為目的，在將不鏽鋼帶進行熔體化處理後，利用冷軋延來使加工誘發麻田散鐵相(α”相)生成，接著於500℃~700℃加熱而在α’相中生成3體積%以上的γT 相(逆變態沃斯田鐵相)，藉由該逆變態處理來製造維氏硬度在400以上的形狀平坦性優異之高強度沃斯田鐵系不鏽鋼帶。
然而，γT 相的量與溫度之相關性高，雖依化學成分而有所不同，但若以500℃以上的溫度進行逆變態處理，γT 相的量大概會超過60%，而難以獲得1400N/mm2 以上的強度。再者，在逆變態處理維持短時間(譬如1~5分鐘)時，延展性在某種程度上會受到改善，但維持較上述更長的時間(譬如5~15分鐘左右)時，反而延展性的降低會急遽進行。如上述，逆變態處理是非常不穩定的處理，要製造具有穩定機械特性之鋼帶或鋼板是很困難的。此外，Cr-C或Mo-C等碳化物之析出並不會進行，故0.2%降伏應力也僅有些微提升而已。如上所述，以專利文獻1的製造方法在實質上並無法兼顧鋼的高強度與高延展性。
於專利文獻2：日本專利特開昭54-120223號公報中開示具有與本發明之不鏽鋼帶或鋼板類似之成分系的不鏽鋼板，且進行熔體化處理、20~80%之冷軋延、以及於400℃下的低溫回火。然而，在專利文獻2中是為了提升耐蝕性而添加2.0%以下的Mo(於說明書中僅有實施例9的1.15%)作為有效成分，而非添加Mo以作為低溫熱處理中的析出強化成分。並且，以如上述般稀少的Mo添加量是難以發揮「低溫熱處理中的析出強化之機能」的。
於專利文獻3：日本專利特開2012-201924號公報中開示有對不鏽鋼板進行於700-1100℃之退火、10%以上之冷軋延、以及於300℃之時效處理。但，該不鏽鋼板並不含Mo，無法發揮添加Mo所導致的「低溫熱處理中的析出強化機能」。
此外，非專利文獻2的對象鋼是以300℃~500℃的範圍中的拉伸強度(TS)與延伸率(EL)之平衡為指標，拉伸強度(TS)雖會提升至1750N/mm2 左右，但0.2%降伏應力僅有1250N/mm2 左右而已。並且，非專利文獻2的對象鋼是以γ相為母相之Fe-Cr-C系鋼，並不在本發明所屬之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼的範疇內。
含有12質量%以上的Cr之廣用不鏽鋼是使用以SUS304為代表的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼、或是SUS301等。在尤其要求強度時，SUS301是可減少Ni含量，並利用冷加工來從沃斯田鐵(γ相)加工誘發變態為麻田散鐵(α′相)的鋼。上述不鏽鋼在著眼於強度或加工性等各個特性時雖具優勢，但欲獲得超過1400N/mm2 的0.2%降伏應力(YS)時，延伸率(EL)會變為在10%以下，且YS-EL平衡(以YS×EL來指標化的值)僅有14000左右。因此，作為用於小型複雜化的零件之材料，不僅不具有充分的強度和延展性之平衡，作為零件之可靠性也稱不上是充分的。
以在零件成形後進行高強度化為目的，以SUS301的化學成分作為基底並添加1%左右的Al，藉此利用Ni3 Al所導致的析出強化之鋼種，作為前述鋼種有SUS631析出硬化型不鏽鋼。該鋼種於成形加工後須作析出硬化熱處理，故二次加工製造者的成本會增加，不僅如此，還會有因熱處理所導致的成形零件變形或尺寸不一致的問題。此外，析出硬化造成零件本身的延展性降低，所以零件本身的韌性會降低。在上述背景下，使用者要求有在成形後不需後處理(成為尺寸變化之主因的熱處理)，且強度及延展性之平衡優異的材料。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開2002-173742號公報 專利文獻2：日本專利特開昭54-120223號公報 專利文獻3：日本專利特開2012-201924號公報 非專利文獻 非專利文獻1：“鐵與鋼” Vol.100 (2014) No.1, P.82-93 非專利文獻2：Nanoscale austenite reversion through partitioning, segregation and kinetic freezing: Example of a ductile 2 GPa Fe-Cr-C steel L.Yuan et al.l Acia Malerialia 60 (2012), p.2790-2804
發明概要 發明欲解決之課題 本發明人等著眼於因加工誘發變態而生成的α′相之潛力，致力於將介穩沃斯田鐵系不鏽鋼的0.2%降伏應力(YS)拉升至1400N/mm2 左右。
習知的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼雖可藉由冷加工所致使的加工誘發變態或時效析出強化來兼顧加工前的延展性及加工後的強度，但另一方面，時效析出強化的成本和尺寸變化等正逐漸成為問題。在要求尤其高精度之尺寸的電子零件或精密零件中，成形後的尺寸變化會對最終製品的性能造成甚大影響，因此，對於後步驟之熱處理需要高度的專門知識、技術與經驗。
於是，本發明人等獲得了以下見解：在利用1~80%的冷加工來使該不鏽鋼的金屬組織往α´相變態後，實施250~480℃的低溫熱處理，藉此將蓄積於α´相中的應變能量作為驅動力，使得過飽和固熔碳在以體積率計為數%的γ相中擴散濃化，而可令該γ相為核心，使相鄰的α´相逆變態為γT 相。並且，還發現到因前述熱處理造成Cr、Mo的碳化物會在α´相中微細地析出，故在強度進一步提升的同時，藉由因γT 相分散而帶來的加工誘發變態(TRIP)效果，而可實現1400N/mm2 以上的0.2%降伏應力(YS)與15%以上的延伸率(EL)。更甚者，以本發明範圍中的理想條件，即可兼顧1550N/mm2 以上的0.2%降伏應力(YS)與23%以上的延伸率(EL)，並實現依下式(1)所求得之「YS-EL平衡」值超過35000之特性。 「YS-EL平衡」＝YS×EL…(1)
α´相表示加工誘發麻田散鐵相。 γR 相表示殘留沃斯田鐵相。 γT 相表示逆變態沃斯田鐵相。
本發明之目的在於提供高強度、高延展性、以及高耐蝕性三者兼具之鋼帶或鋼板及其製造方法。
用以解決課題之手段 本發明之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板，其特徵在於以質量%計，含有C：0.05~0.15%、Si：0.05~1%、Mn：2%以下、Cr：16~18%、Ni：4~11%、Mo：2.5%~3.5%、Cu：0.4%~1.0%，且剩餘部分是由Fe及無法避免之雜質所構成；具有α´相和γ相的2相組織，γ相是由γT 相與γR 相所構成，γT 相與γR 相之總計為15~50體積%，且式(2)所定義之γT 相面積比為1%以上且20%以下；並具有0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以式(1)求得之「YS-EL平衡」值至少滿足21000~48000之特性。
本發明之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板的製法具備以下步驟：對上述組成之不鏽鋼帶或鋼板實施冷加工，以從沃斯田鐵相(γ相)形成加工誘發麻田散鐵相(α´相)之步驟，以及，對經形成有加工誘發麻田散鐵相(α´相)之不鏽鋼帶或鋼板，在250℃~480℃之範圍實施低溫熱處理，以從在前述加工誘發麻田散鐵相形成步驟中形成的麻田散鐵相(α´相))成長出沃斯田鐵相(γT 相)之步驟。 「YS-EL平衡」＝YS×EL　　…(1) γT 相面積比(%)＝100×(γT 相佔觀察面積整體之總計面積比例) 　…(2)
惟，α´相表示加工誘發麻田散鐵相，γ相表示γT 相與γR 相加總之相，γT 相表示每1粒子的面積在5μm2 以上且20μm2 以下之逆變態沃斯田鐵相，γR 相則分別表示γT 相以外的沃斯田鐵相，且YS表示0.2%降伏應力，EL表示延伸率。
含有其等之相的組織會兼備超過1400N/mm2 的0.2%降伏應力(YS)、以及超過15%之延伸率(EL)的兩個特性。本發明人等推測前者是利用因Cr及/或Mo之碳化物析出而硬化的α´相而獲得，後者則是利用分散於α´相中的γT 相之TRIP效果而獲得的特性。
以下，說明本發明之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板。
(關於組成) 本發明之不鏽鋼帶或鋼板為含有以下化學組成之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼：以質量%計，C：0.05~0.15%、Si：0.05~1%、Mn：2%以下、Cr：16~18%、Ni：4~11%、Mo：2.5%~3.5%、Cu：0.4%~1.0%。
為了對冷軋延時的加工誘發變態與變態後之α´相賦予所需強度，會添加0.05%以上的C。然而，若添加超過0.15%的C，沃斯田鐵相會穩定化而冷軋延時的加工誘發變態會變得難以發揮，同時還會使穿孔等二次加工性劣化，故要令C的上限為0.15%以下。
Si是在製鋼上作為脫氧材的重要元素，故要添加0.05%以上。但，若添加超過1%的Si，會使軋延性或韌性降低，故要令上限為1%。
Mn是會與Ni一起使沃斯田鐵相穩定化的元素，若多量添加的話，在一般冷軋延中會無法獲得具有50%以上的加工誘發α´相之組織。因此，在本發明中是將Mn之上限規制為2%。Mn之下限雖無特別規制，但宜設為0.1%，以作為熱軋延時的熱裂對策。
為了賦予作為不鏽鋼的耐蝕性，要添加16%以上的Cr。然而，若添加超過18%，沃斯田鐵相會穩定化，故於一般的冷軋延步驟中會無法使充分的量之加工誘發變態α´相出現。因此，在本發明中是將Cr之上限設為18%。
Ni是沃斯田鐵穩定化元素，必須添加預定量以將冷軋延前之組織維持在介穩沃斯田鐵狀態。本發明中作為用以在熔體化處理後作成介穩沃斯田鐵相之下限是添加4%以上的Ni。然而，若添加Ni超過11%，沃斯田鐵相則會變得穩定，而變得無法獲得由一般冷軋延後之以體積率計為50%以上的加工誘發變態α´相所構成之組織。因此，要限定Ni之上限為11%。
Mo是本發明中的重要元素。眾所周知，Mo是用以提升不鏽鋼的耐孔蝕性之有效元素，而在本發明中亦為低溫熱處理的強化析出之重要元素。在本發明中，是將可獲得由Mo碳化物所造成的α´相之析出強化之下限值規制在2.5%以上，此外，若Mo添加量變多，不僅析出強化性能會飽和，在合金成本面上亦為不利，故規制Mo上限值為3.5%。
另外，以析出強化為目的，亦可由Ti或Al等元素中選擇1種或2種以上來添加。上述各個元素添加量雖是隨著與其他元素之平衡而有所不同，但大致上是以0.1%~3.5%較為適切。此外，為了提升加工誘發變態後的α´相之耐蝕性，以質量%計，宜添加Cu：0.4~1.0%。若Cu低於0.4%，無法確認到顯著的提升耐蝕性之效果，相反地，若Cu超過1.0%，會變得容易產生熱軋延時的熱裂等製造步驟上的問題。
在本發明之鋼帶或鋼板中會含有無法避免的雜質即P、N、S、O等，只要該雜質量是在一般製造步驟中所含的程度的話，並不會阻礙本發明之目的，故可被容許。
(關於金屬組織) 本發明之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板，在α´相與γ相的2相組織中，γ相是由γT 相和γR 相構成，γT 相與γR 相之總計為15~50體積%(α´相為50~85體積%)，且式(2)中所定義之γT 相面積比(＝100×(γT 相佔觀察面積整體之總計面積比例))在1%以上且20%以下。
在此，若γT 相與γR 相之總計低於15體積%(α´相超過85體積%)的話，γ相會不足，TRIP效果消失而延伸率會降低。
相反地，若γT 相與γR 相之總計超過50體積%(α´相低於50體積%)的話，γ相會變得過多，TRIP效果消失而強度會降低。
若γT 相面積比低於1%，γ相會不足，TRIP效果消失而延伸率會降低。
若γT 相面積比超過50%，γ相會變得過剩，TRIP效果消失而強度降低。
(關於特性) 具有上述組成及金屬組織的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板可具有以下特性：0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以1550N/mm2 ~1900N/mm2 較為理想；「YS-EL平衡」(＝YS×EL)之值至少滿足21000~48000，且以滿足35000~48000較為理想。
(關於製法) 對前述組成之不鏽鋼帶或鋼板實施冷加工，由沃斯田鐵相(γ相)形成加工誘發麻田散鐵相(α´相)後，在250℃~480℃的範圍對不鏽鋼帶或鋼板實施低溫熱處理，而從於前述加工誘發麻田散鐵相形成步驟中形成的麻田散鐵相(α´相)成長出沃斯田鐵相(γT 相)，藉此即可製得具有前述金屬組織及特性之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板。
本發明人推測本發明的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板之所以具有前述特性是因以下機制。亦即，在此種金屬組織的狀態下實施低溫熱處理，藉此將冷加工時由γ相加工誘發變態的α´相中所蓄積的應變能量作為驅動力，α´相中的過飽和固熔C就會往成為逆變態核心的微細γR 相擴散及濃化，γ相的成長因而進行。並且，藉由維持於預定溫度，α´相之析出硬化現象便會進行。利用以各種參數來控制上述現象，就能兼顧α´相所具有之強度、以及γ相之加工誘發變態所導致的高延展性化。亦即、可作成滿足式(1)之「YS-EL平衡」之值為21000以上之特性。
順帶一提，在冷加工後的α´相比率低於50%的情況下，蓄積於α´相中的應變能量低，故不會發生C由α´相至γ相的擴散及濃化。因此，冷加工率低且α´相中的差排密度低，故強度與延伸率之平衡，亦即「YS-EL平衡」之值並不會超過習知材料之該值。 「YS-EL平衡」＝YS×EL…(1)
(關於體積率) 本發明之麻田散鐵相(α´相)與沃斯田鐵相(γ相)之評估是使用電子背向散射繞射法(EBSD)來進行。EBSD是當觀察面積內所含之結晶粒數至少在1000個以上時，對垂直於鋼材的軋延方向的面(所謂的RD面)，觀察0.05mm×0.05mm以上之面積。將方位差5°以上定義為粒界，並將根據該情況下的Phase測定結果來算出的面積率換算為體積率。關於體積%也是相同。
(特性) 具有本發明之組成及金屬組織的不鏽鋼帶或鋼板，其特徵為0.2%降伏應力(YS)在1400N/mm2 以上，且延伸率(EL)在15%以上。藉由滿足上述，「YS-EL平衡」之值便會至少在21000以上。並且，本發明範圍中的理想條件會兼顧1550N/mm2 以上的0.2%降伏應力(YS)、以及23%以上延伸率(EL)，而可實現以YS-EL平衡值計超過35000之特性。其等是兼備在習知不鏽鋼帶或鋼板中所無法獲得的優異強度及延展性之特性。
(製法) 對比上述用以獲得本發明之金屬組織及特性之製法的一例、與自以往便在進行的常規的不鏽鋼帶製法，並於以下說明。
首先，簡單說明自以往便在進行的常規的不鏽鋼帶或鋼板製法，接著再說明本發明之不鏽鋼帶或鋼板製法之一例。
析出強化型的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶(譬如SUS631(17-7PH))之習知製法是依循常法(譬如85%的軋縮率)來軋延以常規手段所製得之經最終整面過程的不鏽鋼帶，於此之後，進行固熔化熱處理。此固熔化熱處理是將鋼帶在譬如1100℃下進行熔體化處理後，再進行水冷。接著，進行麻田散鐵變態處理。具體而言，是以譬如60%的軋縮率來軋延鋼帶。之後，在譬如475℃下進行析出硬化處理，以利用金屬間化合物之析出強化。藉由上述處理，雖可製得0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 左右之不鏽鋼帶，延伸率(EL)卻為1~10%左右的較低值。這是由於該等處理並不是以逆變態為目的。而且，若在析出硬化處理溫度以上，譬如500℃以上的溫度下進行逆變態處理，雖可預期延伸率(EL)會增大，但相反地0.2%降伏應力(YS)卻會降低。這是因為上述處理不僅會促進逆變態，還會促進已析出的金屬間化合物往母相固熔。因此，並無法使用上述處理來獲得1400N/mm2 以上之0.2%降伏應力(YS)。
於以下說明用以製得本發明之不鏽鋼帶或鋼板之製法的一適當例。
第1步驟：於此第1步驟中，冷軋延以常規手段所製得之具有本發明之組成的不鏽鋼帶(譬如SUS631(17-7PH))。此冷軋延是意圖利用加工誘發變態來提高α´相的比率。因此，雖然加工率會隨著鋼帶組成、及板厚等而有所不同，但要令加工率在20%~90%的範圍，且以30%以上的加工率為較佳。
第2步驟：接著，對該軋延後的不鏽鋼帶實施固熔體化熱處理。此熱處理之意圖在於令因冷加工而加工誘發變態的α´相逆變態為γT 相，使得過飽和存在於α´相中的C在γ相中均勻分散，並且均勻化接下來要進行的麻田散鐵變態處理中的金屬組織。固熔體化的熱處理溫度會隨不鏽鋼帶之組成等而有所不同，但要譬如在900℃~1150℃的範圍內，且較佳是在1000℃以上。然後，進行加熱後急冷(譬如水冷)。
第3步驟：接下來，進行麻田散鐵變態處理。此處理中的軋縮率(加工率)會隨著所要求之特性或鋼帶之組成、板厚等而有所不同，對於加工前的鋼材或鋼帶而言是在0%~60%的範圍，且較佳是在5%~40%的範圍。
如軋縮率超過60%，逆變態之核心即γ相會不足，而無法藉由之後的逆變態處理來獲得本發明範圍之組織。
第4步驟：在第3步驟中已配合所要求之特性進行麻田散鐵變態處理，對於經前述處理的鋼帶或鋼板在250℃~480℃的範圍，較佳是在300℃~450℃的範圍實施低溫熱處理。若是低於250℃的熱處理溫度，α´相中的過飽和固熔碳之擴散與濃化不會充分發生，γ相無法成長，因而無法預期強度延展性平衡之提升。此外，若是超過480℃的溫度，因接近固熔化開始溫度，故α´相中的過飽和固熔碳之擴散受到促進，穩定的γ相會過度成長，前述TRIP效果因此變得難以發生，其結果，會發生延展性降低的情形且強度也會降低。對此，經歷上述第1~第4步驟的鋼帶或鋼板會因α´相與γ相之比率改變而造成強度(YS)與延伸率(EL)的平衡改善，而可獲得本發明之特性。
又，PH不鏽鋼是以析出金屬間化合物為目的，若欲在一般所利用的析出硬化溫度(譬如500℃)附近實施逆變態熱處理，便會析出金屬間化合物。強度(YS)雖會因此上升，但延展性(EL)卻明顯降低。因此，對於會析出金屬間化合物的PH不鏽鋼等，即便是在本發明的處理條件範圍內，與前述PH不鏽鋼以外的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼相較之下，仍要在低溫(譬如250℃~300℃)下進行熱處理。且發現到利用此種低溫熱處理所導致的γT 相之增加以及碳化物析出，即可兼顧高強度和高延展性。
並且還發現到若在成形加工為目的形狀後，於一般實施的溫度(譬如500℃)下施行析出硬化熱處理時，會促進溶質原子之擴散而加速金屬間化合物之析出，而可預期更進一步的強度增加。
有鑑於前述情事，作為強度與延展性之平衡優異的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板，本發明人等著眼於以上述SUS631為代表的PH不鏽鋼。
藉由滿足第1步驟到第4步驟為止的條件，即可製造具有YS-EL平衡值為至少超過21000之特性的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板。
根據本發明的製造方法，並不會大幅脫離一般實施的2次加工步驟之範圍，並且也不會大幅增加製造成本或環境負擔，而可製造具有習知方法所無法兼顧的2個特性之不鏽鋼帶或鋼板。並且，有時會在依隨原料的狀態重複進行第1步驟或第2步驟所示之製造步驟後，進行第3步驟所示之麻田散鐵變態處理。
惟，上述實施形態之不鏽鋼帶或鋼板的製法僅為一例，本發明並不受限於此一製法。
發明效果 根據本發明，即可在較高水準上兼顧介穩沃斯田鐵系不鏽鋼之特徵即強度、以及高成形性鋼板之特徵即延展性。
本發明之不鏽鋼帶或鋼板可使以下事項成為可行：適用於習知的高強度材料所無法實現的且在構造上要求極高強度的零件、或設計形狀更複雜的零件。
基底之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶Cr、Ni含量多，與高強度高延展性材料相較之下，其耐蝕性較具優勢，因此不需加工後之以防鏽為目的之表面處理的情況也是有可能的。如此，不只是強度及延展性，亦可期待其在需要耐蝕性的用途上之活用。
截至目前，在公知的介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶中，伴隨著冷軋延加工率之增加，其0.2%降伏應力(YS)雖會上升，延伸率(EL)卻會降低。因此，不僅加工性差，且對於析出硬化系材料，會無法避免加工後之熱處理所導致的尺寸變化。
對此，利用本發明之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶不只能夠獲得超過1400N/mm2 的高0.2%降伏應力(YS)，同時還可獲得超過15%的延伸率(EL)。
用以實施發明之形態 以下，根據實施態樣來說明本發明。惟，本發明並不受限於其等實施態樣。
實施例 以下，一起說明實施例與比較例。
準備實施例鋼種1、以及Mo含量為比較例鋼種2~4。於表1中顯示其化學組成。接著，對於表1之實施例鋼種1，製造具有本發明範圍之金屬組織的鋼(識別1~5的試樣)、以及超出本發明範圍外之金屬組織的鋼(識別6、7的試樣)。於表2中顯示其等鋼之金屬組織。並且，於表3中顯示其等鋼之製造條件。測定所製得之鋼(識別1~7之試樣)的硬度(HV)、拉伸強度(Ts)、0.2%降伏應力(YS)、以及延伸率(EL)，並分別顯示於表4中。又，表1~4中，於左側附有「*」的數值是表示超出本發明範圍外之值。 [表1]
Figure TW201802248AD00001
[表2]
Figure TW201802248AD00002
[表3]
Figure TW201802248AD00003
[表4]
Figure TW201802248AD00004
由以上結果可知，表4之識別1~5的試樣滿足超過1400N/mm2 的0.2%降伏應力(YS)，且γ相顯示超過15%的延伸率(EL)。相對於此，比較例即識別6、7的試樣均無法同時滿足0.2%降伏應力(YS)與延伸率(EL)二者。於圖1~7顯示上述識別1~7之試樣的金屬組織圖像。
接下來，準備表1之具有本發明之組成的鋼種1，並準備具有超出本發明範圍外之組成的鋼種2~4，根據表6所示之各種製造條件來製造不鏽鋼帶。於表5顯示其金屬組織，且於表7顯示其特性。在表5及表7中，記載於數值最前方的記號「*」意指該數值為超出本發明範圍外的數值。
由表5~表7所顯示的實驗結果可知以下情形。亦即，對於實施例鋼種，只要低溫熱處理溫度未超過500℃，則不論熱處理時間長短都無法獲得所欲特性。然而，在低溫熱處理溫度為500℃的情況下，若熱處理時間變長，就會變得無法獲得所欲特性。此外，只要沒有進行低溫熱處理，就無法獲得所欲特性。
另一方面，於比較例鋼種中，即便在適當溫度條件下進行低溫熱處理，仍是無法獲得所欲特性。 [表5]
Figure TW201802248AD00005
[表6]
Figure TW201802248AD00006
[表7]
Figure TW201802248AD00007
圖8是顯示在使用實施例鋼種1之試樣並實施表6所示之步驟時，依隨著低溫熱處理溫度之時間別的YS×EL值變化的圖。
由圖8可知，在低溫熱處理溫度超過480℃的情況下，尤其是若低溫熱處理時間變長的話，就無法獲得目的之YS×EL值。相反地，可知在低溫熱處理溫度低於250℃的情況下，尤其是若低溫熱處理時間短，就無法獲得目的之YS×EL值。然後，可知只要是在300℃~450℃的範圍，便不會與低溫熱處理時間之長短實質相關，而可穩定獲得所欲之YS×EL值。
圖9顯示在使用實施例鋼種1之試樣並實施表6所示之步驟時，依隨著低溫熱處理時間之溫度別的YS×EL值變化的圖。
由圖9可知在300℃的情況下，YS×EL值會在22000以上的值維持穩定於低位，而在400℃的情況下，YS×EL值會在29000以上的值維持穩定於高位。相對於此，在500℃的情況下，YS×EL值會隨著低溫熱處理時間變長而從37000急遽降低到20000左右的範圍。由上述可知，當是500℃以上的低溫熱處理溫度時，會有因低溫熱處理時間而發生急遽的特性降低，因而產生品質不穩定的不良情形。
產業上之可利用性 本發明是令以下化學組成之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼為基底：以質量%計，C含量為0.05~0.15%，Si含量為0.05~1%、Cr含量與Ni含量分別為16~20%、4~11%，Mo含量為2.5%~3.5%，且Cu含量為0.4%~1.0%。然後，對於該介穩沃斯田鐵系不鏽鋼，令以冷加工所得之50%以上的加工誘發麻田散鐵相(α´相)為母相，且較適宜是具有以下金屬組織之不鏽鋼帶或鋼板：藉由施行250℃~480℃的低溫熱處理而獲得的加工誘發α´相與γ相(γR 相＋γT 相)之2相組織，且前述式(2)所定義之γT 相面積比為1%以上、20%以下，且剩餘部分的相是由α´與γR 所構成。
此種利用480℃以下的低溫熱處理來使Ni或Mn為11%以下的廣用鋼種之金屬組織逆變態的製法是迄今所沒有的新穎技術，而且，根據依此製法所製得的上述組織，會因α´相而滿足超過1400N/mm2 的0.2%降伏應力(YS)，且γ相具有超過15%的延伸率(EL)。
基底之介穩沃斯田鐵系不鏽鋼Cr、Ni含量多，與習知的鐵基底之高強度高延展性鋼板相較之下，其耐蝕性亦較具優勢，因此不只強度或加工性，亦可期待其在需要耐蝕性的用途上之活用。此外，依隨著需要硬度之用途，亦可製得除上述特性外且HV在450以上之不鏽鋼帶或鋼板。
圖1是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別1之試樣的金屬組織圖像。
圖2是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別2之試樣的金屬組織圖像。
圖3是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別3之試樣的金屬組織圖像。
圖4是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別4之試樣的金屬組織圖像。
圖5是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別5之試樣的金屬組織圖像。
圖6是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別6之試樣的金屬組織圖像。
圖7是代替圖式之顯微鏡照片，顯示下述表2中所記載的識別7之試樣的金屬組織圖像。
圖8是顯示使用下述表1中所記載的本發明鋼種1之試樣，依隨著低溫熱處理溫度之不同時間的YS×EL值變化的圖。又，於圖中，虛線表示低溫熱處理時間為15分鐘、實線為60分鐘、一點鏈線為360分鐘。
圖9是顯示使用下述表1中所記載的本發明鋼種1之試樣，依隨著低溫熱處理時間之不同溫度的YS×EL值變化的圖。又，於圖中，虛線表示低溫熱處理溫度為300℃、實線為400℃、一點鏈線為500℃。
無

Claims (8)

  1. 一種介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板，其特徵在於以質量%計，含有C：0.05~0.15%、Si：0.05~1%、Mn：2%以下、Cr：16~18%、Ni：4~11%、Mo：2.5%~3.5%、Cu：0.4%~1.0%，且剩餘部分是由Fe及無法避免之雜質所構成； 具有α´相和γ相的2相組織，γ相是由γT 相與γR 相所構成，γT 相與γR 相之總計為15~50體積%，且下述式2所定義之γT 相面積比為1%以上且20%以下；且 具有0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以式(1)求得之「YS-EL平衡」值至少滿足21000~48000之特性， 「YS-EL平衡」＝YS×EL　　…(1) γT 相面積比(%)＝100×(γT 相佔觀察面積整體之總計面積比例) 　…(2) 惟，α´相表示加工誘發麻田散鐵相，γ相表示γT 相與γR 相加總之相，γT 相表示每1粒子的面積在5μm2 以上且20μm2 以下之逆變態沃斯田鐵相，γR 相則分別表示γT 相以外的沃斯田鐵相，且YS表示0.2%降伏應力，EL表示延伸率。
  2. 如請求項1之不鏽鋼帶或鋼板，其具有前述0.2%降伏應力(YS)為1550N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以前述式(1)求得之「YS-EL平衡」值至少滿足35000~48000之特性。
  3. 如請求項1之不鏽鋼帶或鋼板，其以質量%計進一步含有選自於Al：0.1%~3.5%及Ti：0.1%~3.5%之群組中的一種或二種代替一部分的Fe。
  4. 如請求項1至3中任一項之不鏽鋼帶或鋼板，其HV為450以上。
  5. 一種介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板的製造方法，其特徵在於具備以下步驟： 準備不鏽鋼帶或鋼板之步驟，前述不鏽鋼帶或鋼板以質量%計，含有C：0.05~0.15%、Si：0.05~1%、Mn：2%以下、Cr：16~18%、Ni：4~11%、Mo：2.5%~3.5%、Cu：0.4%~1.0%，且剩餘部分是由Fe及無法避免之雜質所構成； 對該不鏽鋼帶或鋼板實施冷加工，以從沃斯田鐵相(γ相)形成50體積%以上的加工誘發麻田散鐵相(α´相)之步驟；以及， 對經形成有加工誘發麻田散鐵相(α´相)之不鏽鋼帶或鋼板，在250℃~480℃之範圍實施低溫熱處理，以從在前述加工誘發麻田散鐵相形成步驟中形成的麻田散鐵相(α´相)成長出沃斯田鐵相(γT 相)之步驟，且該製造方法設有下述金屬組織及機械特性： 具有α´相與γ相的2相組織，γ相是由γT 相和γR 相構成，γT 相與γR 相之總計為15~50體積%，且式(2)中定義之γT 相面積比在1%以上且20%以下之金屬組織；且 具有0.2%降伏應力(YS)為1400N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以式(1)求得之「YS-EL平衡」值至少滿足21000~48000之機械特性， 「YS-EL平衡」＝YS×EL　　…(1) γT 相面積比(%)＝100×(γT 相佔觀察面積整體之總計面積比例) 　…(2) 惟，α´相表示加工誘發麻田散鐵相，γ相表示γT 相與γR 相加總之相，γT 相表示每1粒子的面積在5μm2 以上且20μm2 以下之逆變態沃斯田鐵相，γR 相則分別表示γT 相以外的沃斯田鐵相，且YS表示0.2%降伏應力，EL表示延伸率。
  6. 如請求項5之製造方法，其具有0.2%降伏應力(YS)為1550N/mm2 ~1900N/mm2 ，且以前述式(1)求得之「YS-EL平衡」值至少滿足35000~48000之特性。
  7. 如請求項5之製造方法，其中不鏽鋼帶或鋼板以質量%計進一步含有選自於Al：0.1%~3.5%及Ti：0.1%~3.5%之群組中的一種或二種代替一部分的Fe。
  8. 如請求項5至7中任一項的製造方法，其中不鏽鋼帶或鋼板之HV為450以上。
TW106117884A 2016-06-01 2017-05-31 Metastable Wostian iron-based stainless steel belt or steel plate and manufacturing method thereof TWI642790B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-109695 2016-06-01
JP2016109695 2016-06-01
JP2016-225085 2016-11-18
JP2016225085A JP6222504B1 (ja) 2016-06-01 2016-11-18 準安定オーステナイト系ステンレス鋼帯または鋼板並びにその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201802248A true TW201802248A (zh) 2018-01-16
TWI642790B TWI642790B (zh) 2018-12-01

Family

ID=60205945

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW106117884A TWI642790B (zh) 2016-06-01 2017-05-31 Metastable Wostian iron-based stainless steel belt or steel plate and manufacturing method thereof

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20180037970A1 (zh)
JP (3) JP6222504B1 (zh)
KR (1) KR102158242B1 (zh)
CN (1) CN107923020B (zh)
TW (1) TWI642790B (zh)
WO (1) WO2017209142A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI704239B (zh) * 2018-11-29 2020-09-11 日商特殊金屬超越股份有限公司 不鏽鋼帶或不鏽鋼箔及其製造方法
TWI758184B (zh) * 2020-05-13 2022-03-11 日商日鐵不鏽鋼股份有限公司 沃斯田鐵系不鏽鋼材及其製造方法、以及板彈簧

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102169457B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-23 주식회사 포스코 고강도 스테인리스강
KR102641260B1 (ko) * 2019-05-31 2024-02-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 오스테나이트계 스테인리스 강재
KR20230074779A (ko) 2021-02-24 2023-05-31 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 오스테나이트계 스테인리스 강재 및 그 제조 방법, 그리고 판 스프링
CN113088669B (zh) * 2021-04-01 2022-12-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种半奥氏体沉淀硬化不锈钢精密带钢提高表面硬度的方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54120223A (en) 1978-03-11 1979-09-18 Kawasaki Steel Co Production of stainless steel spring material with fatigue resistance
JPS6054375B2 (ja) * 1982-07-14 1985-11-29 新日本製鐵株式会社 オ−ステナイト系ステンレス鋼板又は鋼帯の製造方法
JPS59129731A (ja) * 1983-01-14 1984-07-26 Nippon Steel Corp オ−ステナイト系ステンレス鋼板又は鋼帯の製造方法
US5407493A (en) * 1993-03-08 1995-04-18 Nkk Corporation Stainless steel sheet and method for producing thereof
JPH0995756A (ja) * 1995-10-03 1997-04-08 Nkk Corp Ｉｄブレード基板用準安定オーステナイト系ステンレス 鋼薄板
JP2002173742A (ja) 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP2002173740A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼帯及びその製造方法
JP2005320612A (ja) * 2004-05-11 2005-11-17 Daido Steel Co Ltd 無段変速機ベルトの金属帯リング用薄鋼帯板及びその製造方法
JP4315049B2 (ja) * 2004-05-11 2009-08-19 大同特殊鋼株式会社 強度，疲労強度，耐食性及び耐磨耗性に優れた薄鋼帯板及びその製造方法
JP2007113068A (ja) * 2005-10-20 2007-05-10 Nisshin Steel Co Ltd 曲げ性に優れた高強度高耐食ステンレス鋼製バネ材
JP5744678B2 (ja) * 2010-10-07 2015-07-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法
JP5620301B2 (ja) * 2011-02-17 2014-11-05 日本冶金工業株式会社 ステンレス鋼板の表面改質方法
JP2012201924A (ja) 2011-03-25 2012-10-22 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス鋼板及びその製造方法
CN102251191B (zh) * 2011-07-21 2016-03-09 重庆仪表材料研究所 一种马氏体不锈钢及其不锈钢扁带的制备方法
JP6259579B2 (ja) * 2012-03-29 2018-01-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線、高強度ばね並びにその製造方法
CN103773933B (zh) * 2014-01-21 2016-06-08 四川大学 一种提高亚稳奥氏体不锈钢形状记忆效应的方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI704239B (zh) * 2018-11-29 2020-09-11 日商特殊金屬超越股份有限公司 不鏽鋼帶或不鏽鋼箔及其製造方法
TWI758184B (zh) * 2020-05-13 2022-03-11 日商日鐵不鏽鋼股份有限公司 沃斯田鐵系不鏽鋼材及其製造方法、以及板彈簧

Also Published As

Publication number Publication date
JP6229180B1 (ja) 2017-11-15
JP6229181B1 (ja) 2017-11-15
CN107923020B (zh) 2020-10-16
CN107923020A (zh) 2018-04-17
JP2017218671A (ja) 2017-12-14
TWI642790B (zh) 2018-12-01
JP2017218666A (ja) 2017-12-14
KR102158242B1 (ko) 2020-09-22
US20180037970A1 (en) 2018-02-08
WO2017209142A1 (ja) 2017-12-07
JP6222504B1 (ja) 2017-11-01
KR20190004764A (ko) 2019-01-14
JP2017218670A (ja) 2017-12-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TW201802248A (zh) 介穩沃斯田鐵系不鏽鋼帶或鋼板及其製造方法
JP6029662B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6048620B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5365673B2 (ja) 材質均一性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
WO2018055687A1 (ja) 鋼板
JP5182386B2 (ja) 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016067625A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016132680A1 (ja) 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
WO2015092982A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP2527483B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet reduced in burr formation and process for producing same
JP4712838B2 (ja) 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JPWO2018134874A1 (ja) ホットスタンプ成形体及びその製造方法
CN109154051A (zh) 具有奥氏体基体的twip钢板
JP2017057472A (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP2014001422A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2014157146A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板およびそれを用いた高強度鋼材の製造方法
KR20190130681A (ko) 오스테나이트계 매트릭스를 가지는 twip 강 시트를 제조하는 방법
WO2017169329A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019045001A1 (ja) 合金板及びガスケット
JP6323554B2 (ja) 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法と軟窒化処理鋼
WO2017203695A1 (ja) ばね用ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2023153185A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
KR101683987B1 (ko) 석출 경화형 고강도 및 고연신 저비중 강판 및 그 제조방법
JP6086078B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP7253479B2 (ja) 高強度鋼板