TW202118882A - 麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件 - Google Patents

麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件 Download PDF

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Abstract

本發明提供一種用於製造西餐具刀具、織布機、工具、碟煞等的麻田散鐵系不鏽鋼板及構件，其就算施行空冷淬火也仍具有優異耐蝕性。 該麻田散鐵系不鏽鋼板以質量%計，C：0.100~0.170%，Si：0.30~0.60%、Mn：0.10~0.60%、Cr：11.0~15.0%、Ni：0.05~0.60%、Cu：0.010~0.50%、V：0.010~0.10%、Al：0.05%以下、N：0.060~0.090%、C+1/2N：0.130~0.190%，(1)式所示之γp為120以上；其中，將前述麻田散鐵系不鏽鋼板淬火並回火後，此時，存在於鋼板板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)其在板厚剖面中的面積率會是0.1~1%。

Description

麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件
發明領域 本發明是有關於一種淬火後耐蝕性優異的麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件。更詳而言，本發明是有關於一種用於製造西餐具刀具、織布機、工具、碟煞等的麻田散鐵系不鏽鋼，其就算施行空冷淬火也仍具有優異耐蝕性。
發明背景 就西餐具刀具(餐刀)或剪刀、織布機、卡尺等工具而言，一般是使用SUS420J1、SUS420J2鋼等的麻田散鐵系不鏽鋼板。在此種用途中，難以鍍敷或塗裝、使用防鏽油，而對素材本身要求耐鏽性。又，不易磨耗也很重要，因此必須為高硬度。
西餐具刀具等製造步驟中，通常是從鋼板進行模切並加熱、淬火後，再經過研磨步驟而作成刀具。淬火步驟多半是以空冷程度來進行，此亦關乎淬火性優異的麻田散鐵系不鏽鋼板之特性。
文獻1(日本特開2008-163452號公報)揭露一種以空冷進行淬火時耐蝕性優異的麻田散鐵系不鏽鋼。其中，作為提升耐蝕性之元素，添加了N至0.06%左右。
文獻2(日本特開2005-163176號公報)則揭露一種進一步添加了N的鋼。又，文獻3(日本特開2005-248263號公報)揭露一種使用特殊設備而進一步提高N的鋼。
近年來，以歐洲為中心，對西餐具耐蝕性的要求逐漸增高。結果，在耐鏽性評價試驗中，在餐刀刀背或刀尖、手持部之中央部處處可見生鏽情況，而要求改善此情況。
發明概要 近年來，以歐洲為中心，隨著對西餐具耐蝕性的要求增高，對於在嚴格耐蝕性試驗中餐刀刀背或刀尖、手持部之中央部處生鏽情況的改善要求亦逐漸增高。在本發明中，目的在於提供一種麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件，其對於餐刀等西餐具用等的麻田散鐵系不鏽鋼之用途而言，保有耐得住使用的充分硬度，同時耐蝕性亦優異。
本案發明人等為了達成上述目的，首先詳細調查餐刀的生鏽狀況。結果明瞭，生鏽部位會以鋼板端面為起點，詳言之，會以鋼板厚度中央部為起點。更還確認到，會導致巨觀偏析的δ肥粒鐵相(δFe相)之生成，並明瞭該δFe之晶界會成為碳化物的聚集點，該碳化物在淬火時的加熱會熔解，並在之後的冷卻時晶界析出，結果會發生敏化(sensitization)並引起晶界腐蝕，此即為生鏽的機制(mechanism)。
還發現到，該生鏽亦與淬火時之冷卻速度有關。冷卻速度雖與淬火設備高度相關而變化，不過，若以淬火溫度起至碳化物析出大致完成之溫度即600℃為止的平均冷卻速度進行評價，便瞭解到，透過水淬火由於可獲得大於100℃/s的冷卻速度，因而會抑制碳化物析出而難以出現生鏽，但是，在餐刀之製造步驟中多半使用的空冷而言，其冷卻速度僅5℃/s左右，無法抑制碳化物析出而容易出現生鏽。
本案發明人等基於此等見解並檢討改善方法後，結果發現，透過在鋼板成分中添加N，對於成形、熱處理後的西餐具刀具而言便能抑制該生鏽。
之後，更詳細檢討進而完成發明。 亦即： (1)一種麻田散鐵系不鏽鋼板，其特徵在於具有以下鋼組成： 以質量%計， C：0.100~0.170%、 Si：0.25~0.60%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.035%以下、 S：0.015%以下、 Cr：11.0~15.0%、 Ni：0.05~0.60%、 Cu：0.010~0.50%、 V：0.010~0.10%、 Al：0.05%以下、 N：0.060~0.090%、 C+1/2N：0.130~0.190%， 剩餘部分由Fe及不純物所構成， 以下述式(1)所示之γp為120以上；其中， 將前述麻田散鐵系不鏽鋼板在1050℃保持30分鐘後進行空冷淬火，並施行150℃、30分鐘的回火後，此時，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)其在板厚剖面中的面積率會是0.1~1%； γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189・・・式(1) 式(1)中的元素符號意指該元素之含量(質量%)。
(2)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有下述1種或2種以上來取代前述Fe之一部分： Mo：0.01~1.0%、 Ti：0.005~0.050%、 Nb：0.005~0.050%。
(3)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有下述1種或2種來取代前述Fe之一部分： Sn：0.01~0.10%、 Bi：0.01~0.20%。
(4)一種麻田散鐵系不鏽鋼構件，其特徵在於具有本發明的鋼組成，其中， 以下述式(1)所示之γp為120以上； 此外，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)其在板厚剖面中的面積率為0.1~1%； γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189・・・式(1) 式(1)中的元素符號意指該元素之含量(質量%)。
本發明的麻田散鐵系不鏽鋼板，其對於餐刀等西餐具用等的麻田散鐵系不鏽鋼之用途而言，保有耐得住使用的充分硬度，同時耐蝕性優異，特別是端面耐蝕性優異。因此，使用作為西餐具刀具等的麻田散鐵系不鏽鋼構件時，亦可期待耐蝕性提升且製品壽命變長的效果。
依照本發明，便能生產性良好地製造出一種空冷淬火後端面耐蝕性優異的麻田散鐵系不鏽鋼構件，且使用其所製造出的西餐具刀具之耐蝕性會提升，而在產業上非常有用。
本發明的實施形態 進一步作詳細說明。 ＜鋼板及鋼構件的化學成分＞(%意指質量%。) C：0.100~0.170%
C其與N都是決定淬火硬度的元素，為了獲得西餐具刀具所需的硬度，必須為0.100%以上。宜為0.110%以上、0.120%以上。另一方面，過度添加時淬火硬度會增加到必要以上，除了會增加研磨時的負荷，韌性也會下降。又，就算根據本發明，也容易出現在空冷淬火時析出Cr碳化物而損及耐蝕性，故設為0.170%以下。宜為0.155%以下。 Si：0.25~0.60%
Si除了是在製鋼中脫氧所必需之外，亦可有效抑制淬火熱處理後氧化皮膜的生成，故含有0.25%以上。小於0.25%時，會過度生成氧化皮膜而增加最終的研磨負荷。然而，過度添加則會抑制沃斯田鐵生成而有損淬火性，故設為0.60%以下。 Mn：0.10~0.60%
Mn是沃斯田鐵安定元素，是確保淬火時之硬度與麻田散鐵量所必須者。因此，含有0.10%以上。然而，因為會促進淬火時生成氧化皮膜並增加之後的研磨負荷，故設為0.60%以下。又，過量添加時，MnS會大量生成，也會使耐蝕性下降。 P：0.035%以下
P是在原料的熔銑、鉻鐵(Ferrochrome)等合金中作為不純物所含有的元素。由於是一種對於熱軋退火後、淬火後鋼板之韌性有害的元素，其含量設為0.035%以下。過量添加時，會使熱加工性、耐蝕性下降。 S：0.015%以下
S對於沃斯田鐵相的固溶度較低，其會在晶界偏析而促使熱加工性下降。因此，其含量設為0.015%以下。又，過量添加時，MnS會大量生成，也會使耐蝕性下降。 Cr：11.0~15.0%
Cr是為了使西餐具刀具保有耐蝕性而必須至少為11.0%以上。另一方面，由於其亦具有使沃斯田鐵安定溫度變窄的效果，故設為15.0%以下。宜為12.0%以上。又上限宜為14.0%以下。範圍宜設為12.0~14.0%。 Ni：0.05~0.60%
Ni其與Mn同樣是沃斯田鐵安定元素，是確保淬火時之硬度、麻田散鐵量所必須者。又，其亦具有提升耐蝕性之效果。因此，含有0.05%以上。然而，Ni由於相較其他元素價位較高，故設為0.60%以下。 Cu：0.010~0.50%
Cu其與Mn、Ni同樣是沃斯田鐵安定元素，還是提升耐蝕性之元素。其雖然也是從製鋼時之廢料所不可避免混入之元素，不過，為了提升耐蝕性而含有0.010%以上。另一方面，過度含有由於會使熱加工性等下降，故設為0.50%以下。其比起Ni雖較廉價，但由於仍是相對高價位，故其是盡量減少添加的元素。 V：0.010~0.10%
V是多半從合金元素即鉻鐵等所不可避免混入的元素。其減量是有困難的，而含有0.010%以上。然而，過度含有由於會使沃斯田鐵形成溫度區域變窄，故設為0.10%以下。又，過量添加時，由於會形成VN而使N固定化，導致硬度下降、耐蝕性下降，因而不適宜。 Al：0.05%以下
Al雖是脫氧上很有效的元素，但過度含有會在熱軋時生成可溶性夾雜物即CaS，使耐蝕性下降，故其含量設為0.05%以下。亦可不含Al。 N：0.060~0.090%
N其與C都是決定淬火硬度的元素，同時也會提升耐蝕性而在本發明中是重要元素。因此，在本發明中，含有0.060%以上。宜為0.065%以上。然而，過量含有N時，容易在鋼胚中出現氣泡缺陷，還會在以VOD等進行二次精煉中增加製造成本，故其含量設為0.090%以下。宜為0.085%以下。 C+1/2N：0.130~0.190%
決定鋼中麻田散鐵相硬度的元素是C與N，其合計有助於硬度。根據本案發明人之檢討，N對於硬度的助益為C的一半，為了使西餐具刀具獲得必要的硬度，C+1/2N必須為0.130%以上。宜為0.150%以上。另一方面，C+1/2N過量時，淬火硬度會變得過高而損及製品或製造步驟之中間材(鑄片等)的韌性，故設為0.190%以下。宜為0.180%以下，亦可設為0.175%以下。
此外，為了在淬火時穩定展現硬度，必須相互調整以使前述(1)式所記載之γp達120以上。γp小於120時，硬度不均會隨著淬火條件而變大。又，鋼中的δFe也會變多。在本發明中，亦可將γp調整至130以上，亦可為140以上。在本發明中可為170以下，亦可為150以下。
本發明的鋼板及鋼構件具有下述鋼組成：剩餘部分由Fe及不純物所構成。此外，在本發明中，除了上述說明之元素以外，為了提升耐鏽性、耐蝕性，可添加Mo、Nb、Ti及Sn、Bi之元素來取代前述Fe之一部分。 Mo：0.01~1.0%
Mo是一種會提升耐蝕性的元素，添加0.01%以上便會展現此效果。然而，Mo也是高價位的元素，就算過量添加效果也不明顯，設1.0%為上限。 Ti：0.005~0.050%
Ti是一種會形成碳氮化物而抑制不鏽鋼中因鉻碳氮化物析出所致敏化、耐蝕性下降的元素。此效果在0.005%以上會展現。然而，過度添加時，會使麻田散鐵相變得不安定而硬度會下降，故設0.050%為上限。 Nb：0.005~0.050%
Nb是一種會形成碳氮化物而抑制不鏽鋼中因鉻碳氮化物析出所致敏化、耐蝕性下降的元素。此效果在0.005%以上會展現。然而，過度添加時，會使麻田散鐵相變得不安定而硬度會下降，故設0.050%為上限。 Sn：0.01%~0.10%
Sn是對於提升淬火後耐蝕性很有效的元素，宜為0.01%以上，視需要宜添加0.05%以上。但是，過度添加由於會促使熱軋時出現邊部裂紋，故宜設為0.10%以下。 Bi：0.01%~0.20%
Bi是提升耐蝕性的元素。其機構尚不明，不過可認為，透過添加Bi會使容易成為生鏽起點的MnS變得微細，因此效果，使得MnS成為生鏽起點之機率下降。透過添加0.01%以上會發揮效果。就算添加大於0.20%，也僅是效果達飽和，故上限設為0.20%。 ＜鋼板及鋼構件的δ肥粒鐵相比率＞
本案發明人等發現，存在於鋼板板厚中央部之肥粒鐵(δFe)會對鋼板端面耐蝕性帶來很大的影響。並認為，以冷卻速度慢的空冷左右將鋼板進行淬火時，δFe與母相(γ相)之晶界會成為冷卻中Cr碳化物的析出點，並導致析出之Cr碳化物附近的敏化，使得端面耐蝕性下降。又，對於N會提升端面耐蝕性之理由，則推定其亦具有抑制Cr碳化物析出之效果。
因此，在本發明中含有N的同時亦可有效抑制鋼中的δFe。
雖然只要能夠測定出淬火前之鋼板中所存在的δFe即可，不過，其周邊都是肥粒鐵相而難以測定。取而代之的是，淬火、回火後之鋼板中所存在的δFe，其周邊是麻田散鐵相因而較易於測定，故在本發明的鋼板中，是在施行淬火、回火處理之後再評價δFe量。評價所用之淬火條件，是加熱至1050℃並保持30分鐘後，設為進行空冷的條件，而回火條件則是設為150℃、30分鐘。淬火溫度過低、時間過短時，會殘留肥粒鐵相而無法與δFe相作區別，故不適宜；淬火溫度過高、時間過長時，δFe相會變化而與初期狀態有別，故不適宜。淬火方法設定為空冷。對於鋼板以上述評價條件施行淬火、回火之後，再以板厚剖面中的存在面積率進行評價，δFe為1%以下者便可獲得良好的端面耐蝕性。雖然小於0.1%時，不論是否根據本發明都會顯示優異耐蝕性，但為了減少δFe會需要長時間的熱處理，成本也會增加，因而不適宜。又，大於1%時，就算根據本發明也不會充分改善耐蝕性且硬度也不足，故不適宜。此外，適宜的上限為0.5%。範圍宜為0.1%~0.5%。 ＜鋼板之製造方法＞
本發明的鋼板之製造方法是使用通常的方法。藉由熔解、鑄造來獲得成分調整後的鋼胚，將其熱輥軋後施行箱式退火，並進行珠擊(shot)、酸洗而作成製品。
但是，為了控制δFe，會預熱鋼胚。此時的加熱條件宜將1100~1150℃之加熱設為均熱時間1小時以上且50小時以下。加熱溫度大於1150℃時，二相(γ+δ)會變得安定而δFe量會急增而不適宜。又，所急增之δFe在之後步驟也會大量殘留，因而連帶導致硬度下降。另一方面，小於1100℃時，就算長時間加熱δFe也不會減少，因而不適宜。δFe量由於比大於1150℃之情況還少，故視後續步驟有時也能維持硬度。又，若小於1小時，則δFe會變得過多而不適宜，若大於50小時則成本變高而不適宜。
該預熱是作為熱輥軋前之鋼胚加熱來施行，亦可直接進行熱輥軋。 ＜鋼構件的製造方法＞
在本發明中，對於所得之鋼板施行衝孔、淬火、回火，並進行研磨而作成構件。衝孔後，施行鍛造並調整形狀。另外，淬火、回火條宜為下述。淬火溫度宜為1000~1150℃。若小於1000℃，則高溫時沃斯田鐵相會變少而淬火後硬度會變低，故不適宜；若大於1150℃，則δ相、安定沃斯田鐵相會增加，此時硬度也會下降，故不適宜。又，淬火時之保持時間宜為1分鐘~1小時。若小於1分鐘，則高溫時沃斯田鐵相會變少而淬火後硬度會變低，故不適宜；若大於1小時，則安定沃斯田鐵相會增加，此時硬度也會下降，故不適宜。淬火時之冷卻速度而言，淬火溫度起至600℃為止平均冷卻速度宜為1℃/sec以上。若小於此，則硬度會下降因而不適宜。淬火設為空冷，藉此能實現前述適宜的冷卻速度。回火宜為100℃~250℃。小於100℃時回火效果不彰，大於250℃時，硬度下降得過多而不適宜。 實施例
以下，雖以實施例說明本發明效果，但本發明並不限於以下實施例所使用之條件。
在本實施例中，首先，熔煉表1、表2所示成分組成之鋼並鑄造成厚度250mm的鋼胚。其次，預熱此等鋼胚並施行1150℃、40小時之熱處理，而將δFe量設在一定範圍。但是，對於A2鋼而言，則是分別進行1175℃、40小時及950℃、40小時之預熱而分別作成A2’鋼、A2”鋼。
之後，加熱至1150℃，並經過熱輥軋而作成板厚3~8mm之熱軋鋼板。接著，以箱式退火來施行熱軋鋼板的退火。最高加熱溫度設為800℃以上且900℃以下之溫度區域。以珠粒噴擊(shot blasting)除去退火後鋼板表面之鏽皮並進行酸洗。 [表1]
Figure 02_image001
[表2]
Figure 02_image003
＜實施例1＞
為了評價所製得之鋼板，從鋼板切出用於評價的樣品，並對該樣品加熱至1050℃並保持30分鐘作為淬火、回火處理後，進行空冷並施行150℃、30分鐘的回火。之後，測定δFe量、硬度，並進行端面耐蝕性的各個評價。所得結果列示於表3。 [表3]
Figure 02_image005
δFe量是將樣品端面研磨成鏡面並進行蝕刻使組織顯現後進行測定。蝕刻液雖以王水等也能使δFe現形，不過若使用文獻4(日本金屬學會誌，1962年，第26卷，第7號，472-478頁)所記載之稱為改良村上試劑的試劑，則δFe會被蝕刻成較濃的茶色因而適宜，並以此來評價。代表例顯示於圖1。
以改良村上試劑所顯現而出的組織透過顯微鏡觀察，並從一定寬度(在本實施例中是2mm)的總厚度來拍攝δFe的照片，並從其影像解析來求出δFe面積，再從此算出面積率(δFe面積(mm2 )/2mm×總厚度(mm)×100(%))。本發明成分之鋼構件若要顯示優異耐蝕性，則此值必須為0.1~1%。更宜為0.1%~0.5%。δFe面積率：0.1~1%定為合格(A)，此以上則定為不合格(X)。
硬度則是將樣品表面以＃80研磨精工後，根據JIS Z 2245以洛氏(Rockwell)硬度計C標度(scale C)來評價表面硬度(淬火硬度)，50以上定為合格(A)，此以外則定為不合格(X)。
端面耐蝕性之評價是將樣品表面及端面以＃600研磨精工後，以端面為評價面而朝上擺，並施行鹽水噴霧試驗24小時(JIS Z 2371「鹽水噴霧試驗方法」)後計算生鏽點。2點以下定為合格(A)，大於此者定為不合格(X)。尤其生鏽點為零者定為合格(S)。另外，就算施行24小時以上之鹽水噴霧試驗，很少會再繼續出現此程度以上的生鏽，故以24小時之結果來判斷端面耐蝕性。
本發明的各個鋼板不僅端面耐蝕性優異，其他特性亦優異，作為西餐具刀具用鋼板而言很適宜。相對於此，在比較鋼中，顯然不是端面耐蝕性差就是其他特性差，作為西餐具刀具用鋼板而言並不適宜。 ＜實施例2＞
從所製得之鋼板切出構件，使用該構件以表4所示條件施行淬火回火而作成鋼構件。淬火是以1050~1150℃進行加熱，之後，淬火溫度起至600℃為止的冷卻速度控制在表4所記載之冷卻速度來進行冷卻。更還在150~250℃實施1~2h之回火處理而作成鋼構件。又，A2’鋼、A2”鋼也進行同樣處理。
所得之鋼構件其δFe量測定、硬度測定、端面耐蝕性評價還有熱處理條件都列示於表4。另外，評價方法及評價基準與實施例1相同。 [表4]
Figure 02_image007
本發明的各個鋼構件不僅端面耐蝕性優異，其他特性亦優異，作為西餐具刀具用鋼構件而言很適宜。相對於此，在比較鋼中，顯然不是端面耐蝕性差就是其他特性差，作為西餐具刀具用鋼構件而言並不適宜。
圖1顯示：本發明鋼板剖面組織使用改良村上試劑蝕刻後的代表例。

Claims (4)

  1. 一種麻田散鐵系不鏽鋼板，其特徵在於具有以下鋼組成： 以質量%計， C：0.100~0.170%、 Si：0.25~0.60%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.035%以下、 S：0.015%以下、 Cr：11.0~15.0%、 Ni：0.05~0.60%、 Cu：0.010~0.50%、 V：0.010~0.10%、 Al：0.05%以下、 N：0.060~0.090%、 C+1/2N：0.130~0.190%， 剩餘部分由Fe及不純物所構成， 以下述式(1)所示之γp為120以上；其中， 將前述麻田散鐵系不鏽鋼板在1050℃保持30分鐘後進行空冷淬火，並施行150℃、30分鐘的回火後，此時，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)其在板厚剖面中的面積率會是0.1~1%； γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189・・・式(1) 式(1)中的元素符號意指該元素之含量(質量%)。
  2. 如請求項1之麻田散鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有下述1種或2種以上來取代前述Fe之一部分： Mo：0.01~1.0%、 Ti：0.005~0.050%、 Nb：0.005~0.050%。
  3. 如請求項1或請求項2之麻田散鐵系不鏽鋼板，其以質量%計更含有下述1種或2種來取代前述Fe之一部分： Sn：0.01~0.10%、 Bi：0.01~0.20%。
  4. 一種麻田散鐵系不鏽鋼構件，其特徵在於具有如請求項1至請求項3中任1項所記載之鋼組成，其中， 以下述式(1)所示之γp為120以上； 此外，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)其在板厚剖面中的面積率為0.1~1%； γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189・・・式(1) 式(1)中的元素符號意指該元素之含量(質量%)。
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