TW202134450A - 麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件 - Google Patents
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Abstract
本發明之麻田散鐵系不鏽鋼板，其以質量%計為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：0.006~0.50%、V：0.010~0.10%、Al：0.05%以下、N：0.040%以上且小於0.060%、及C+1/2N：0.130~0.190%，且式(1)所示γp為120以上；將前述麻田散鐵系不鏽鋼板淬火且回火後，存在於鋼板之板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)在板厚截面中之面積率小於0.1%。
Description
本發明有關淬火後之耐蝕性優異之麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件。更詳細而言，本發明有關一種麻田散鐵系不鏽鋼，其即便進行在製造西洋餐刀具、織布機、工具、碟式煞車等中使用的氣冷淬火，仍具有優異耐蝕性。
西洋餐刀具(餐刀)、剪刀、織布機、遊標卡尺等工具一般係使用SUS420J1、SUS420J2鋼等之麻田散鐵系不鏽鋼板。在所述用途中難以鍍敷、塗裝或使用防鏽油，而會對胚料本身要求耐鏽性。另外，不易磨耗這一點亦很重要，故必須具有高硬度。
西洋餐刀具等之製造步驟通常係從鋼板模切，並於加熱及淬火後歷經研磨步驟而製成刀具。淬火步驟大多係在氣冷程度下進行，其亦會與淬火性優異之麻田散鐵系不鏽鋼板之特性相關。
文獻1(日本專利特開2008-163452號公報)揭示了在以氣冷進行淬火時耐蝕性優異之麻田散鐵系不鏽鋼。在此，作為使耐蝕性提升的元素係添加N至0.06%左右。
文獻2(日本專利特開2005-163176號公報)中揭示了進一步添加N之鋼。另外，文獻3(日本專利特開2005-248263號公報)中揭示了使用特殊設備來更提高了N之鋼。
近年來，以歐洲為中心，對西洋餐具之耐蝕性的要求正逐漸提高。其結果，在耐鏽性評估試驗中，於餐刀之刀背或刀刃、握把部之中央部隨處可觀察到生鏽的情況，而要求改善該情況。
近年來，隨著以歐洲為中心對西洋餐具之耐蝕性的要求提高，對於在嚴格的耐蝕性試驗中餐刀之刀背或刀刃、握把部之中央部生鏽的情況加以改善的要求逐漸提高。本發明之目的在於提供麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼構件，其等在對餐刀等西洋餐具用等之麻田散鐵系不鏽鋼之用途上，既維持可耐使用之充分硬度，且端面耐蝕性優異。
本案發明人等為了達成上述目的，首先詳細調查了餐刀之生鏽狀況。其結果，清楚顯示生鏽部位係以鋼板端面、詳細而言係以鋼板厚度中央部為起點。並且還確認於鋼板厚度中央部生成起因於巨觀偏析之δ肥粒鐵相(δFe相)，且得知生鏽之機制係該δFe之晶界成為碳化物之聚集位置，該碳化物在淬火時因加熱而熔解，且在後續的冷卻時產生晶界析出，結果發生敏化而引起晶界腐蝕。
另外，發現該生鏽亦與淬火時之冷卻速度相關。冷卻速度雖與淬火設備大幅相關而會改變，然若以從淬火溫度至大致完成碳化物析出之溫度600℃為止之平均冷卻速度進行評估，可知水淬火可得到大於100℃/s的冷卻速度，故會抑制碳化物析出而不易生鏽，但在餐刀之製造步驟中常用之氣冷中，其冷卻速度僅為5℃/s左右，無法抑制碳化物析出而容易生鏽。
本案發明人等基於該等知識見解研討了其改善方法，結果發現在鋼板成分中添加N，以及透過製造步驟之最佳化，使得在通常步驟中無法避免會存在一定程度的δFe減少，而將鋼中之δFe限制在固定量，藉此在成形、熱處理後之西洋餐刀具中可抑制該生鏽的情況。
其後，進一步進行了詳細研討，終至完成發明。
亦即，(1)一種麻田散鐵系不鏽鋼板，特徵在於其具有以下鋼組成：
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：0.006~0.50%、
V：0.010~0.10%、
Al：0.05%以下、
N：0.040%以上且小於0.060%、及
C+1/2N：0.130~0.190%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成，並且
下述式(1)所示γp為120以上；
將前述麻田散鐵系不鏽鋼板在1050℃下維持30分鐘後進行氣冷淬火，且進行150℃、30分鐘之回火後，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)在板厚截面中之面積率小於0.1%。
γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189 ・・・ 式(1)
式(1)中之元素符號意指該元素之含量(質量%)。
(2)如(1)之麻田散鐵系不鏽鋼板，其中前述鋼組成係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素：
以質量%計，
Mo：0.01~1.0%、
Ti：0.005~0.050%及
Nb：0.005~0.050%。
(3)如(1)或(2)之麻田散鐵系不鏽鋼板，其中前述鋼組成係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種元素：
以質量%計，
Sn：0.01~0.10%、
Bi：0.01~0.20%。
(4)一種麻田散鐵系不鏽鋼構件，具有如(1)至(3)中任一項之鋼組成；
前述麻田散鐵系不鏽鋼構件之特徵在於：
前述式(1)所示γp為120以上；並且，
存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)在板厚截面中之面積率小於0.1%。
本發明之麻田散鐵系不鏽鋼板在對餐刀等西洋餐具用等之麻田散鐵系不鏽鋼之用途上，既維持可耐使用之充分硬度，且耐蝕性、尤其端面耐蝕性優異。因此，作為西洋餐刀具等之麻田散鐵系不鏽鋼構件使用時，亦可期待有耐蝕性提升且製品壽命增長的效果。
用以實施發明之形態
進一步詳細說明。
＜鋼板及鋼構件之化學成分＞(%意指質量%)
C：0.100~0.170%
C與N皆係決定淬火硬度的元素，為了獲得西洋餐刀具所需之硬度，必須有0.100%以上。且宜為0.110%以上、0.120%以上。另一方面，若過度添加，淬火硬度會增大至所需以上，除了研磨時之負荷增加之外，亦會使韌性降低。另外，即便利用本發明，在氣冷淬火時仍會析出Cr碳化物而亦容易發生損害耐蝕性的情況，因此設為0.170%以下。且以0.155%以下為佳。
Si：0.25~0.60%
Si除了係在製鋼中為了脫氧所需之外，亦會有效抑制淬火熱處理後之氧化皮膜的生成，因此要含有0.25%以上。若小於0.25%，會過度生成氧化皮膜而使最後的研磨負荷增加。然而，添加過多會抑制沃斯田鐵生成且會損害淬火性，因此設為0.60%以下。
Mn：0.10~0.60%
Mn係沃斯田鐵穩定元素，其在用以確保淬火時之硬度與麻田散鐵量上係必要的。因此要含有0.10%以上。但由於其會促進淬火時之氧化皮膜的生成，使後續之研磨負荷增大，故設為0.60%以下。另外，若添加過多，則會生成大量MnS且亦會使耐蝕性降低。
P：0.035%以下
P係作為不純物被包含在原料之熔銑或鉻鐵等合金中的元素。由於其係對熱軋退火後或淬火後之鋼板的韌性有害的元素，因此其含量設為0.035%以下。若添加過多，會使熱加工性及耐蝕性降低。
S：0.015%以下
S對沃斯田鐵相之固溶度小，且會在晶界偏析而促進熱加工性的降低。另外，若含有過多，則會生成大量MnS且亦會使耐蝕性降低。因此，S含量設為0.015%以下。
Cr：11.0~15.0%
為了維持作為西洋餐刀具之耐蝕性，Cr必須至少在11.0%以上。另一方面，其亦有縮小沃斯田鐵穩定溫度範圍的效果，因此設為15.0%以下。並且宜為12.0%以上。另外，上限宜為14.0%以下。其範圍設為12.0~14.0%為佳。
Ni：0.05~0.60%
Ni係與Mn同樣為沃斯田鐵穩定元素，其在用以確保淬火時之硬度與麻田散鐵量上係必要的。並且，其亦有提升耐蝕性的效果。因此要含有0.05%以上。然而，添加過多有時亦會使γ相之穩定度增加而導致麻田散鐵量減少，另外，Ni較其他元素昂貴，因此其上限設為0.60%。
Cu：0.006~0.50%
Cu係與Mn、Ni同樣為沃斯田鐵穩定元素，並且係會使耐蝕性提升的元素。雖然其亦為在製鋼時無法避免會從廢料混入的元素，但為了提升耐蝕性而要含有0.006%以上。且以含有0.02%以上為佳。含有0.05%以上較佳。另一方面，過度含有會使熱加工性等降低，故設為0.50%以下。雖然其較Ni便宜，但仍較昂貴，因此係欲盡可能減少其添加之元素。
V：0.010~0.10%
V係常會無法避免地從合金元素之鉻鐵等混入的元素。要使其減少這點十分困難且會對製鋼步驟造成過多負荷，故係含有0.010%以上。然而，過度含有會使沃斯田鐵形成溫度區縮小，因此設為0.10%以下。另外，若添加過多則會形成VN，使N固定，因而會引起硬度降低或耐蝕性降低，故不佳。
Al：0.05%以下
Al係會有效脫氧的元素，但過度含有則在熱軋時會生成可熔性夾雜物CaS，使得耐蝕性降低，故要使其含有0.05%以下。Al含量宜為0.001%以上。亦可不含有Al。
N：0.040%以上且小於0.060%
N與C皆係決定淬火硬度的元素，同時在使耐蝕性提升之本發明中係重要元素。因此，在本發明中要含有0.040%以上。且以0.045%以上為佳。然而，若含有過多N，在扁胚中容易產生氣泡缺陷，反而會使耐蝕性降低，同時在藉由VOD等所行之二次精煉中係使製造成本增加的元素。尤其在連續鑄造中難以避免氣泡缺陷且穩定製造，因此N以較低為佳，其含量設為小於0.060%。且宜為0.057%以下。
C+1/2N：0.130~0.190%
決定鋼中之麻田散鐵相之硬度的元素係C與N，其合計會對硬度有貢獻。根據本案發明人之研討，N對硬度之貢獻為C的一半，為了獲得作為西洋餐刀具所需之硬度，C+1/2N必須為0.130%以上。且以0.150%以上為佳。另一方面，若C+1/2N變得過多，淬火硬度會過度上升，而會損害製品或製造步驟中之中間材(鑄片等)之韌性，因此設為0.190%以下。且以0.180%以下為佳，亦可設為0.175%以下。
而且，為了在淬火時穩定展現硬度，必須進行相互調整以使前述(1)式所記載之γp達120以上。γp若小於120，則依淬火條件之不同，硬度參差會變大。並且鋼中之δFe亦變多。在本發明中，可將γp調整成130以上，亦可為140以上。並且在本發明中可為170以下，亦可為150以下。
本發明之鋼組成除了含有上述成分以外，剩餘部分係由Fe及不純物所構成。
此外，在本發明中，鋼組成除了上述說明的元素外，還可取代前述Fe之一部分而添加Mo、Nb、Ti、以及Sn、Bi之元素，以提升耐鏽性與耐蝕性。
Mo：0.01~1.0%
Mo係會使耐蝕性提升的元素，在添加0.01%以上時會展現其效果。然而，Mo亦為昂貴的元素，且即便過度添加，其效果也不明確，而將上限設為1.0%。
Ti：0.005~0.050%
Ti係藉由形成碳氮化物而抑制因在不鏽鋼中析出鉻碳氮化物所導致之敏化及耐蝕性降低的元素。其效果會在0.005%時展現。然而，若過度添加，會使麻田散鐵相不穩定，導致硬度降低，因此其上限設為0.050%。
Nb：0.005~0.050%
Nb係藉由形成碳氮化物而抑制因在不鏽鋼中析出鉻碳氮化物所導致之敏化及耐蝕性降低的元素。其效果會在0.005%時展現。然而，若過度添加，會使麻田散鐵相不穩定，導致硬度降低，因此其上限設為0.050%。
Sn：0.01~0.10%
Sn在提升淬火後之耐蝕性上係有效元素，宜為0.01%以上，且視需求宜添加0.05%以上。但由於過度添加會在熱軋時促進邊緣破裂，故宜設為0.10%以下。
Bi：0.01%~0.20%
Bi係會使耐蝕性提升的元素。關於其機制雖尚不明確，但推測藉由添加Bi會有使容易成為生鏽起點之MnS變得微細的效果，因此會使成為生鏽起點的機率降低。透過添加0.01%以上可發揮效果。又，即便添加大於0.20%，效果也僅會達飽和，故上限設為0.20%。
＜鋼板及鋼構件之δ肥粒鐵相比率＞
本案發明人等發現存在於鋼板之板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)會大幅影響鋼板之端面耐蝕性。推測將鋼板在冷卻速度慢之氣冷程度下淬火後，δFe與母相(γ相)之晶界在冷卻中會成為Cr碳化物之析出位置，引起析出之Cr碳化物附近的敏化，而使端面耐蝕性降低。另外，可推斷N會使端面耐蝕性提升之理由在於：其亦具有抑制Cr碳化物析出的效果。
因此，在本發明中會一同含有N，而可有效抑制存在於鋼中之板厚中央部之δFe。
本發明之鋼板係淬火前之鋼板。雖然只要測定存在於淬火前之鋼板中之δFe即可，但周邊亦皆為肥粒鐵相而難以測定。然而，存在於淬火、回火後之鋼板中之δFe因其周邊為麻田散鐵相，較容易測定，因此針對本發明之鋼板(淬火前)係在進行淬火及回火處理後評估δFe量。用以評估之淬火條件設為在加熱至1050℃並維持30分鐘後進行氣冷之條件，回火條件設為150℃且30分鐘。若淬火溫度過低且時間過短，肥粒鐵相便會殘留而無法與δFe相區別，故不佳，若淬火溫度過高且時間過長，δFe相會變化而與初始狀態不同，故不佳。淬火方法設為氣冷。針對鋼板在上述評估條件下進行淬火及回火後，以板厚截面中δFe層之存在面積率(δFe量)進行評估。
如前所述，本發明之鋼板及鋼構件並未將N含量設為十分高的等級。因此，與N含量較高的情況相較之下，必須進一步減少δFe。若為本發明之N量，則將δFe量設為小於0.1%即可獲得良好之端面耐蝕性。雖然愈減低δFe量，耐蝕性就愈提升，但如後所述會需要較長時間之熱處理，因而設為0.05%以上。其範圍為0.05%以上且小於0.1%較理想。
＜鋼板之製造方法＞
本發明之鋼板之製造方法係使用常規方法。藉由熔解及鑄造，獲得成分經調整後之扁胚，將其熱軋延後進行箱式退火，且進行噴擊、酸洗而製成製品。
惟，為了將δFe量控制在小於0.1%，會進行扁胚之預加熱。藉此，可較目前為止更減低δFe之生成量，而可獲得良好之端面耐蝕性。此時之加熱條件宜設為1100~1150℃，且均熱時間宜設為大於50小時且在100小時以下。加熱溫度若高於1150℃，二相(γ+δ)呈穩定而δFe量急遽增加，故不佳。又，急遽增加之δFe在後續步驟中亦會大量殘存，因此亦會成為硬度降低的主要原因。另一方面，若低於1100℃，即便長時間加熱，δFe仍不會減少而不佳。因δFe量係較高於1150℃時更少，故視後續步驟有時仍可維持硬度。另外，在50小時以下δFe會變得過多而不佳，大於100小時則成為高成本而不佳。
該預加熱可作為熱軋延前之扁胚加熱來進行，亦可直接進行熱軋延。
＜鋼構件之製造方法＞
在本發明中係將所得鋼板進行沖裁、淬火及回火，並加以研磨而做成鋼構件。沖裁後，在淬火前有時亦會進行鍛造來整理形狀。又，淬火與回火之條件宜為以下。淬火溫度宜為1000~1150℃。淬火溫度若低於1000℃，在高溫時沃斯田鐵相少，淬火後之硬度降低，故不佳。另一方面，淬火溫度若高於1150℃，δ相及穩定沃斯田鐵相增加，此時硬度亦會降低，故不佳。另外，淬火時之維持時間宜為1分鐘~1小時。維持時間若少於1分鐘，在高溫時沃斯田鐵相少，淬火後之硬度降低，故不佳。另一方面，維持時間若大於1小時，穩定沃斯田鐵相增加，此時硬度亦會降低，故不佳。淬火時之冷卻速度以從淬火溫度至600℃之平均冷卻速度計，宜為1℃/秒以上。若小於該速度，硬度便會降低，故不佳。藉由將淬火設為氣冷，可實現前述較佳冷卻速度。又，回火溫度宜為100℃~250℃。回火溫度若低於100℃，回火的效果貧乏，回火溫度若高於250℃則硬度降低的情況變得過大，故不佳。
＜鋼板及鋼構件之鋼組織＞
如上所述，本發明之鋼板在熱軋延後進行箱式退火，且進行噴擊、酸洗而製成製品。並且針對所得鋼板，進一步將鋼板進行沖裁、淬火及回火，並加以研磨而做成本發明之鋼構件。亦即，本發明之鋼板係呈淬火前之狀態，鋼板之鋼組織具有以肥粒鐵等為主體之結晶組織。另一方面，對鋼板進行加工後進行淬火與回火而得之本發明鋼構件，其鋼組織會成為以麻田散鐵為主體之組織。針對具有所述性質之鋼，即便為淬火熱處理前之鋼板(鋼組織係以肥粒鐵為主體)，一般仍稱之為「麻田散鐵系不鏽鋼板」。基於所述緣由，針對本發明，關於鋼板亦設為記載為「麻田散鐵系不鏽鋼板」。
實施例
以下，藉由實施例來說明本發明之效果，惟本發明不限於以下實施例中所用之條件。
在本實施例中，首先熔煉表1、表2所示成分組成之鋼，鑄造成250mm厚之扁胚。接下來，作為預加熱，將該等扁胚進行1150℃且60小時之熱處理，使δFe量為固定範圍。惟，對於A2鋼係進行1175℃且60小時、及950℃且60小時之預加熱，分別製成A2'鋼、A2"鋼。
然後，加熱至1150℃且歷經熱軋研而製成板厚3~8mm之熱軋鋼板。接著，以箱式退火進行熱軋鋼板之退火。將最高加熱溫度設為800℃以上且900℃以下之溫度區。並且透過噴珠去除退火後鋼板表面之鏽皮，且進行酸洗。
[表1]
[表2]
＜實施例1＞
為了評估所獲得之鋼板，從鋼板切出評估用之試樣，針對該試樣加熱至1050℃且維持30分鐘作為淬火及回火處理後，進行氣冷，再進行150℃且30分鐘之回火，製成鋼構件。然後進行δFe量測定、硬度測定及端面耐蝕性之各項評估。將所得結果列示於表3。
[表3]
δFe量係將試樣端面進行鏡面研磨及蝕刻，使組織露出後進行測定。蝕刻液為王水等亦能使δFe露出，但若使用文獻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之試劑，δFe會被蝕刻成深褐色故較理想，而採用其來進行評估。將代表例顯示於圖1。
以顯微鏡檢查因改良村上試劑而露出之組織，從固定寬度(在本實施例中為2mm)之總厚度拍攝δFe之照片，且從其影像解析求算δFe面積，然後算出面積率(δFe面積(mm2
)/2mm×總厚度(mm)×100(%))作為δFe量。為使本發明成分之鋼構件顯示出優異耐蝕性，該值必須小於0.1%。並且宜為0.05%以上且小於0.1%。δFe面積率(δFe量)：以小於0.1%為合格(A)，且以在其以上為不合格(X)。
硬度係在將試樣表面精整研磨成#80後，依據JIS Z 2245以洛氏硬度計C標尺評估表面硬度(淬火硬度)，以50以上為合格(A)，除此之外視為不合格(X)。
端面耐蝕性之評估係將試樣表面及端面精整研磨成#600後，作為評估面係使端面為上面，進行鹽水噴霧試驗24小時(JIS Z 2371「鹽水噴霧試驗方法」)，且計算生鏽點之數量。以2點以下為合格(A)，且以超過該數量時為不合格(X)。尤其，生鏽點為零者視為合格(S)。又，即便進行24小時以上鹽水噴霧試驗也少有生鏽更進一步推進的情況，因而以24小時之結果來判斷端面耐蝕性。
對本發明之鋼板施行規定之淬火及回火後之試樣(相當於本發明之鋼構件)，不僅端面耐蝕性皆優異，其他特性亦優異，適合作為西洋餐刀具用之鋼板。相對於此，比較鋼之端面耐蝕性差或者其他特性差，明顯不適合作為西洋餐刀具用之鋼板。
＜實施例2＞
使用從所得鋼板切出之構件，以表4所示之條件進行淬火回火，製成鋼構件。淬火係在1050~1150℃下加熱，然後將從淬火溫度至600℃之冷卻速度控制成表4所記載之冷卻速度來進行冷卻。並且在150~250℃下實施1~2小時之回火處理，製成鋼構件。另外，A2'鋼與A2"鋼亦以同樣方式處理。
將所得鋼構件之δFe量測定、硬度測定及端面耐蝕性評估與熱處理條件一同列示於表4。又，評估方法及評估基準設為與實施例1相同。
[表4]
本發明之鋼構件不僅端面耐蝕性皆優異，其他特性亦優異，適合作為西洋餐刀具用之鋼構件。相對於此，比較鋼之端面耐蝕性差或者其他特性差，明顯不適合作為西洋餐刀具用之鋼構件。
根據本發明，能以生產性佳之方式製造氣冷淬火後之端面耐蝕性優異之麻田散鐵系不鏽鋼構件及成為其素材之麻田散鐵系不鏽鋼板，使用其所製出之西洋餐刀具之耐蝕性會提升，在產業上非常有用。
圖1顯示使用改良村上試劑進行蝕刻後之本發明鋼板之截面組織的代表例。
Claims (4)
- 一種麻田散鐵系不鏽鋼板，特徵在於其具有以下鋼組成： 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：0.006~0.50%、 V：0.010~0.10%、 Al：0.05%以下、 N：0.040%以上且小於0.060%、及 C+1/2N：0.130~0.190%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成，並且 下述式(1)所示γp為120以上； 將前述麻田散鐵系不鏽鋼板在1050℃下維持30分鐘後進行氣冷淬火，且進行150℃、30分鐘之回火後，存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)在板厚截面中之面積率小於0.1%； γp=420C+470N+30Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-23V-47Nb-52Al+189 ・・・ 式(1) 式(1)中之元素符號意指該元素之含量(質量%)。
- 如請求項1之麻田散鐵系不鏽鋼板，其中前述鋼組成係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Mo：0.01~1.0%、 Ti：0.005~0.050%及 Nb：0.005~0.050%。
- 如請求項1或請求項2之麻田散鐵系不鏽鋼板，其中前述鋼組成係取代前述Fe之一部分而更含有以下中之1種或2種元素： 以質量%計， Sn：0.01~0.10%、 Bi：0.01~0.20%。
- 一種麻田散鐵系不鏽鋼構件，具有如請求項1至請求項3中任一項之鋼組成； 前述麻田散鐵系不鏽鋼構件之特徵在於： 前述式(1)所示γp為120以上；並且， 存在於板厚中央部之δ肥粒鐵(δFe)在板厚截面中之面積率小於0.1%。
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