TW202231889A - 耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼 - Google Patents

耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼 Download PDF

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Abstract

本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼具有如下鋼組成：以質量%計，含有C：0.080%以下、Si：0.70～3.00%、Mn：3.00%以下、Ni：6.00～10.00%、Cr：10.00～17.00%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Cu：0.50～2.00%、Mo：0.50～3.00%、Ti：0.15～0.45%、Al：0.070%以下、Ca：0.0020%以下、Mg：超過0.0020%且0.0150%以下、N：0.015%以下及O：0.0070%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成，在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，或即便存在該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，其個數密度亦為0.100個/mm 2以下，耐疲勞特性優異。

Description

耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼
本發明關於一種耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼。
析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板由於時效處理前的硬度較低，因此具有優異的衝切加工性及成形加工性，又，在時效處理後表現出高強度，且具有高焊接軟化抗性。
因此，析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板有效利用時效處理前後發生變化之特性，多用作需要焊接之鋼帶等結構用材料或各種彈簧材料。進而，對於該等材料，還要求耐疲勞特性優異。
作為提高耐疲勞特性之方法，使存在於母相中之夾雜物微細化較為有效，但析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板通常含有Si、Cu、Ti作為析出硬化元素，因此，有如下傾向：不可避免地混入至鋼中之N與Ti反應，容易生成粗大且有棱角的TiN非金屬夾雜物。
又，析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板容易生成氧化物系非金屬夾雜物、或為TiN與氧化物之複合氮氧化物的非金屬夾雜物，作為脫氧生成物，因此，為了提高耐疲勞特性，較為理想的是縮小上述所有非金屬夾雜物的尺寸。
進而，還存在如下問題：由於鋼中含有之Si具有提高Ti的活度之作用，因此，難以抑制TiN、或TiN與氧化物之複合氮氧化物的生成及生長。
作為用於使鋼中的TiN夾雜物微細化之方法，例如在專利文獻1中揭示了一種呈現出麻田散鐵組織之疲勞特性優異的麻時效鋼，該麻時效鋼藉由向鋼液中添加Zr而生成微細的Zr氧化物，並以其為核微細地使TiN夾雜物晶化，進而將N固定為ZrN，由此，抑制TiN的形成。
然而，專利文獻1所記載之麻時效鋼是以使用真空電弧再熔煉法進行製造為前提，需要使N含量減少至0.0020質量%以下，當利用通常的製造步驟、即按照熔解（電爐）、一次精煉（轉爐）、二次精煉（氬氧脫碳(Argon Oxygen Decarburization, AOD)或真空吹氧脫碳(Vacuum Oxygen Decarburization, VOD)）及連續鑄造的順序進行之通用的大規模生產方式之製造方法，製造析出硬化型麻田散鐵系鋼時，就成本制約方面而言，這種低N含量難以實現，除此以外，還存在如下問題：因在鋼液中添加Zr而導致浸漬噴嘴在連續鑄造時容易堵塞。又，專利文獻1所記載之麻田散鐵系鋼不含提高Ti的活度之Si，因此，與含有Si之麻田散鐵系鋼相比，可以說比較容易抑制TiN的生成。
又，於專利文獻2中揭示了一種麻時效鋼之冷軋鋼帶，其藉由添加微量的Mg，而縮小鋼帯中殘留之氧化物系非金屬夾雜物的尺寸。
然而，專利文獻2所記載之麻時效鋼之冷軋鋼帶亦以使用真空電弧再熔煉(Vacuum arc remelting, VAR)法或真空感應熔煉(Vacuum induction melting, VIM)法進行製造為前提，需要使N含量減少至0.0030質量%以下，存在如下問題：當利用上述具有通常的製造步驟之製造方法來製造析出硬化型麻田散鐵系鋼時，就成本制約方面而言，這種低N含量難以實現。又，專利文獻2所記載之麻田散鐵系鋼是利用不同方法使氮化物系非金屬夾雜物及氧化物系非金屬夾雜物的大小縮小，並未揭示使各種非金屬夾雜物的大小整體縮小（微細化）之方面。除此以外，由於不含提高Ti的活度之Si，因此，可以說比較容易抑制TiN的生成。 [先前技術文獻] （專利文獻）
專利文獻1：日本特開2019-11515號公報 專利文獻2：日本專利第4110518號公報
[發明所欲解決之問題]
本發明的目的在於提供一種耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，於鋼中含有Si，且不過度限制N含量，例如，即便在利用按照熔解（電爐）、一次精煉（轉爐）、二次精煉（AOD或VOD）及連續鑄造的順序進行之通用的大規模生產方式進行製造時，亦能夠藉由使如鋼中所包含之氮化物（例如TiN）、氧化物（例如Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3）般組成不同之非金屬夾雜物的大小整體縮小（微細化），限制存在於母相中之較大尺寸之非金屬夾雜物的個數密度。 [解決問題之技術手段]
本發明者發現，對耐疲勞特性產生不良影響之粗大的非金屬夾雜物是包含以MgO氧化物、或MgO·Al 2O 3（尖晶石）之氧化物為核生成並生長之TiN之氮氧化物。此處，若存在成為TiN的核生成位點之有效的氧化物，則以該氧化物為核，從鋼液溫度高於凝固起始溫度的溫度區域開始生成TiN，之後，若使鋼液溫度下降至凝固起始溫度，則TiN生長，結果生成包含粗大的TiN之氮氧化物。另一方面，查明了當作為該核生成位點有效的氧化物在鋼液中以微細的分散狀態存在多個時，以這些微細氧化物為核，從鋼液溫度高於凝固起始溫度的溫度區域開始生成TiN，之後，若使鋼液溫度下降至凝固起始溫度，則分別以多個微細氧化物為核，新生成包含TiN之氮氧化物，而非已生成之TiN生長，因此，雖然所生成之氮氧化物的生成個數增加，但每個氮氧化物的尺寸會變小。進而，本發明者發現，為了生成較小尺寸的氮氧化物，有效的是使成為TiN的核生成位點之氧化物為MgO，而非MgO·Al 2O 3（尖晶石）。即，其原因在於，相較於MgO·Al 2O 3，MgO與TiN的不匹配度較低，因此，為更有效的核生成位點。又，已知MgO·Al 2O 3在鑄造時容易導致浸漬噴嘴堵塞，還明確了就生產性的方面而言，不期望在鋼液中大量生成MgO·Al 2O 3。且，本發明者發現，TiN不會粗大化，而是以微細析出狀態分散存在於鋼液中，結果，能夠使存在於母相中之非金屬夾雜物中等效圓直徑大至10 μm以上之尺寸的特定非金屬夾雜物的個數密度減少至0.100個/mm 2以下，藉此，耐疲勞特性顯著提高，從而完成本發明。
即，本發明的主旨構成如下所述。 (i)一種耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於，具有如下鋼組成：以質量%計，含有C：0.080%以下、Si：0.70～3.00%、Mn：3.00%以下、Ni：6.00～10.00%、Cr：10.00～17.00%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Cu：0.50～2.00%、Mo：0.50～3.00%、Ti：0.15～0.45%、Al：0.070%以下、Ca：0.0020%以下、Mg：超過0.0020%且0.0150%以下、N：0.015%以下及O：0.0070%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成，在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，或即便存在該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，其個數密度亦為0.100個/mm 2以下。 (ii)如上述(i)所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，當將對該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物中包含之化合物的平均組成成分進行分析所得之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時，MgO的質量比率(%)滿足下述所示之式(1)的範圍，且該鋼組成中的Mg與O的含量滿足下述所示之式(2)及(3)的關係： [%MgO]≧80%･････････････････(1) [%Mg]/[%O]≧1.5････････････(2) [%Mg]×[%O]≧1.0×10 -5････(3) 其中，式(1)中所示之[%MgO]是指該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物中包含之MgO的質量比率（質量%），又，式(2)及式(3)中所示之[%Mg]及[%O]分別是指該鋼組成中的Mg及O的含量（質量%）。 (iii)如上述(i)或(ii)所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，該存在於母相中之該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物的等效圓直徑為20 μm以下。 (iv)如上述(i)、(ii)或(iii)所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，於申克式(Schenk-type)彎曲扭轉疲勞試驗中，當將重複次數達到1000萬次而未斷裂之應力設為疲勞極限應力時，疲勞極限應力為550 MPa以上。 (v)如上述(i)至(iv)中任一項所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，在該存在於母相中之非金屬夾雜物中，等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物的個數密度為0.050個/mm 2以下。 (vi)如上述(v)所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，於申克式彎曲扭轉疲勞試驗中，當將重複次數達到1000萬次而未斷裂之應力設為疲勞極限應力時，疲勞極限應力為600 MPa以上。
以下，對本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的較佳實施方式進行詳細說明。根據本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼是一種耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於，具有如下鋼組成：以質量%計，含有C：0.080%以下、Si：0.70～3.00%、Mn：3.00%以下、Ni：6.00～10.00%、Cr：10.00～17.00%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Cu：0.50～2.00%、Mo：0.50～3.00%、Ti：0.15～0.45%、Al：0.070%以下、Ca：0.0020%以下、Mg：超過0.0020%且0.0150%以下、N：0.015%以下及O：0.0070%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成，在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物（以下，有時將其稱為「特定非金屬夾雜物」），或即便存在該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，其個數密度亦為0.100個/mm 2以下。
(I)合金組成 以下，對本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的合金組成及其作用進行說明。 本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼具有如下鋼組成：以質量%計，含有C：0.080%以下、Si：0.70～3.00%、Mn：3.00%以下、Ni：6.00～10.00%、Cr：10.00～17.00%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Cu：0.50～2.00%、Mo：0.50～3.00%、Ti：0.15～0.45%、Al：0.070%以下、Ca：0.0020%以下、Mg：超過0.0020%且0.0150%以下、N：0.015%以下及O：0.0070%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成。再者，於以下合金組成的各成分的說明中，將「質量%」僅表示為「%」。
再者，本說明書中之術語「不鏽鋼」是指不限定具體形狀之不鏽鋼製鋼材（不鏽鋼材）。作為鋼材形狀，可列舉例如鋼板、鋼管、條鋼等。
＜C：0.080%以下＞ C（碳）是在提高鋼的強度、且抑制高溫下生成之δ鐵氧體相方面較為有效的元素。然而，若C含量超過0.080%，則利用淬火生成之麻田散鐵相的硬度上升，冷加工變形能力下降。其結果，成形加工性變得不充分，且難以藉由固溶處理後的冷卻獲得麻田散鐵單相組織。進而，若C含量超過0.080%，則於退火狀態下會促進TiC的生成，且會使韌性降低。因此，將C含量設為0.080%以下。
＜Si：0.70～3.00%＞ Si（矽）是固溶強化能力較高、且具有基質強化作用的元素。又，藉由將Si與Ti及Ni一起複合添加，在時效處理時發生由Si、Ti、Ni等元素構成之金屬間化合物的微細整合析出，從而提高鋼的強度。這種作用在Si含量為0.70%以上時明顯出現。然而，若Si含量超過3.00%，則會助長δ鐵氧體相的生成，強度及韌性降低。因此，將Si含量設為0.70～3.00%的範圍。
＜Mn：3.00%以下＞ Mn（錳）是具有抑制在高溫區域生成δ鐵氧體相之作用的元素。然而，若Mn含量超過3.00%，則容易引起焊接部的韌性降低或焊接作業性降低。因此，將Mn含量設為3.00%以下。
＜Ni：6.00～10.00%＞ Ni（鎳）是利於析出硬化、且抑制δ鐵氧體相的生成的元素。於本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼中，為了維持高強度及高韌性而不使時效硬化能力下降，需要含有6.00%以上的Ni。然而，若Ni含量超過10.00%，則淬火後的殘留奧氏體相的量增加，因此，無法獲得所需強度。因此，將Ni含量設為6.00～10.00%的範圍。
＜Cr：10.00～17.00%＞ 為了獲得不鏽鋼的耐腐蝕性，需要含有10.00%以上的Cr（鉻）。然而，若Cr含量超過17.00%，則會生成δ鐵氧體相及殘留奧氏體相，從而導致焊接部的強度降低。因此，將Cr含量設為10.00～17.00%的範圍。
＜P：0.050%以下＞ P（磷）是一種雜質，且是助長製造時之熱加工性或凝固裂紋的元素，此外，還會硬質化而使延展性降低。就該方面而言，P含量越低越佳，因此，將其上限設為0.050%。
＜S：0.008%以下＞ S（硫）作為MnS等非金屬夾雜物存在於鋼中，對疲勞強度、韌性、耐腐蝕性等產生不良影響。就該方面而言，S含量越低越佳，因此，將其上限設為0.008%。
＜Cu：0.50～2.00%＞ Cu（銅）是對確保亞硫酸氣體系的腐蝕環境下之耐腐蝕性而言較為有效的元素，若Cu含量為0.50%以上，則耐腐蝕性提高顯著。然而，若Cu含量超過2.00%，則熱加工性劣化，於所加工之原材料表面產生裂紋等缺陷，又，可觀察到當高強度化時，韌性降低之傾向。因此，將Cu含量設為0.50～2.00%的範圍。
＜Mo：0.50～3.00%＞ Mo（鉬）是具有提高強度及韌性之作用的元素。為了表現出該作用，需要將Mo含量設為0.50%以上。然而，若Mo含量超過3.00%，則不僅無法獲得與Mo含量的增加相對應之提高強度及韌性的效果，且容易助長δ鐵氧體相的生成，焊接部的強度容易降低。因此，將Mo含量設為0.50～3.00%的範圍。
＜Ti：0.15～0.45%＞ Ti（鈦）是利於析出硬化的元素，為了獲得高強度，需要含有0.15%以上的Ti。然而，若含有超過0.45%的Ti，則因過度的析出硬化反應而導致韌性降低。因此，將Ti含量設為0.15～0.45%的範圍。
＜Al：0.070%以下＞ Al（鋁）是作為脫氧劑發揮作用的元素。然而，若Al含量超過0.070%，則焊接性容易惡化。因此，將Al含量設為0.070%以下。
＜Ca：0.0020%以下＞ Ca（鈣）是利於改善熱加工性的元素，但若含量超過0.0020%，則容易生成大型的CaO-SiO 2-Al 2O 3系夾雜物，若該夾雜物存在於鋼中，則可能對耐疲勞特性產生不良影響，且亦容易導致表面瑕疵的產生。因此，將Ca含量設為0.0020%以下。
＜Mg：超過0.0020%且0.0150%以下＞ 有時會添加Mg（鎂）作為脫氧元素，此外，Mg（鎂）還是使鋼坯的組織微細化，利於提高熱加工性、成形性的元素。又，已知由於Mg容易與氧化合，因此，在母相中作為如MgO或MgO·Al 2O 3（尖晶石）般之氧化物系非金屬夾雜物而析出。以往，認為MgO是一種作為TiN的核且促進TiN的生成及生長之氧化物，因此，認為藉由減少鋼中的Mg含量而減少析出在鋼液中之MgO的量在改善耐疲勞特性方面較為理想。然而，本發明者對析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的耐疲勞特性的改善進行了努力研究，結果發現，即便在使鋼中含有多於0.0020%的Mg時，亦能夠藉由根據鋼中的Mg含量與O含量的關係，將Mg含量限定在適當範圍內，而提高Mg的過飽和度，促進Mg＋O→MgO的反應，從而使多個微細的MgO分散析出在鋼液中，微細地分散析出之多個MgO作為TiN的核生成位點，微細地生成（析出）TiN，因此，TiN的生長得到抑制，且MgO與TiN的氮氧化物於鋼液中能夠以微細狀態存在而不會粗大化，結果能夠提高耐疲勞特性。因此，於本發明中，使Mg含量超過0.0020%，較佳為0.0040%以上，更佳為0.0060%以上。再者，若Mg含量超過0.0150%，則有焊接性或耐腐蝕性降低之傾向，因此，將Mg含量的上限設為0.0150%。
＜N：0.015%以下＞ N（窒素）與Ti的親和力較強，會因TiN的生成而消耗作為析出硬化元素發揮作用之Ti成分的一部分，又，隨著N含量的增加，TiN夾雜物變大，會導致疲勞強度或韌性降低。因此，N含量越低越佳，但過度減少會導致成本變高。因此，於本發明中，例如，將N含量設為如下範圍：即便利用按照熔解（電爐）、一次精煉（轉爐）、二次精煉（AOD或VOD）及連続鑄造的順序進行之通用的大規模生產方式進行製造時，亦可容易地實現，具體而言，設為0.015%以下。
＜O：0.0070%以下＞ O（氧）是氧化物系非金屬夾雜物的構成元素，若生成較大的氧化物系非金屬介在物，則會使鋼的潔淨度惡化，且導致表面瑕疵的產生。因此，O含量越低越佳，具體而言，設為0.0070%以下。
＜剩餘部分：Fe及不可避免的雜質＞ 除上述成分以外之剩餘部分為Fe（鐵）及不可避免的雜質。此處所指之不可避免的雜質是指在製造步驟上可以不可避免地包含之含有級別的雜質。作為可列舉為不可避免的雜質之成分，可列舉例如B、V、Nb、Zr、Hf、W、Sn、Co、Sb、Ta、Ga、Bi、REM等。再者，該等不可避免的雜質的成分含量只要設為如下即可：每種成分為0.5%以下，且以不可避免的雜質的成分的總量計為2.0%以下。
(II)存在於母相中之非金屬夾雜物 於本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼中，需要在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物，或即便存在該特定非金屬夾雜物，該特定非金屬夾雜物的個數密度亦為0.100個/mm 2以下。
為了提高耐疲勞特性，本發明者對具有上述鋼組成之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼進行了研究，結果明確了若在存在於母相中之非金屬夾雜物中，存在大量尺寸較大的非金屬夾雜物，則會對耐疲勞特性產生不良影響。而且發現藉由以如下方式進行控制，耐疲勞特性顯著提高：在母相中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物，或即便存在該特定非金屬夾雜物，亦使該特定非金屬夾雜物的個數密度為0.100個/mm 2以下。再者，此處所指的「等效圓直徑」是指換算為具有與出現在観察面上之非金屬夾雜物的粒子的投影面積相等之面積的圓的直徑所得之值。
第1圖是表示本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼中測定之存在於母相中之特定非金屬夾雜物的個數密度（個/mm 2）與疲勞極限應力(MPa)之關係的點陣圖，圖1中所示之黑色圓點「●」是本發明例，白色圓點「〇」是比較例。由圖1的結果可知，本發明例的不鏽鋼的疲勞極限應力均為550 MPa以上，具有優異的耐疲勞特性，其中，本發明例的不鏽鋼具有於適當範圍內含有上述各成分之鋼組成，且存在於母相中之特定非金屬夾雜物的個數密度為0.100個/mm 2以下。
為了使存在於母相中之特定非金屬夾雜物的個數密度為0.100個/mm 2以下，只要是如下情形即可：藉由根據鋼中的Mg含量與O含量的關係，將Mg含量限定在適當範圍內，而提高Mg的過飽和度，促進Mg＋O→MgO的反應，從而使多個微細的MgO分散析出在鋼液中，以微細狀態分散析出之MgO成為TiN的核生成位點，由此，使TiN亦以微細狀態分散析出。
第2圖是用於說明當鋼組成中的Mg含量少至0.0020質量%以下時，於鋼液凝固時以MgO為核生成TiN及TiN生長之過程的示意圖，第2(a)圖表示以熔融溫度以MgO為核生成（析出）TiN之狀態，又，第2(b)圖表示自第2(a)圖的狀態進一步冷卻，使鋼液下降至凝固起始溫度之狀態。又，第3圖是用於說明當鋼組成中的Mg含量為超過0.0020質量%且0.0150%以下的範圍時，於鋼液凝固時以MgO為核生成TiN及TiN生長之過程的示意圖，第3(a)圖表示以熔融溫度以MgO為核生成（析出）TiN之狀態，又，第3(b)圖表示自第3(a)圖的狀態進一步冷卻，使鋼液下降至凝固起始溫度之狀態。
當鋼組成中的Mg含量少至0.0020質量%以下時，如第2(a)圖所示，由於在熔融溫度區域內，鋼液中生成（析出）之MgO10的量較少，因此作為TiN20生成時之核生成位點之MgO10的個數較少，故，於第2(b)圖所示之自熔融溫度下降至凝固起始溫度的期間，無法抑制TiN20´的生長，有時TiN20´單獨生長，或者，有時與MgO氧化物10´或MgO·Al 2O 3（尖晶石）一起形成氮氧化物30´而粗大化，粗大化之氮氧化物30´非常硬，因此，當熱軋或冷軋時亦幾乎不會破碎，直接以粗大化之尺寸（例如，等效圓直徑為超過20 μm之尺寸）殘存於母相中，結果，明確了會對耐疲勞特性產生不良影響。
與此相對，當將鋼組成中的Mg含量設為超過0.0020質量%的範圍時，如第3(a)圖所示，由於在熔融溫度區域內，鋼液中生成（析出）之MgO1的量較多，因此作為TiN2生成時之核生成位點之MgO1的個數增多，故，於第3(b)圖所示之自熔融溫度下降至凝固起始溫度的期間，TiN2´能夠分別以多個MgO氧化物1´為核，以分散狀態生成（析出）而不使氮氧化物3´整體的大小粗大化，從而於母相中不易存在粗大的非金屬夾雜物，結果，亦明確了能夠顯著提高耐疲勞特性。因此，於本發明中，在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，或即便存在該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，亦使其個數密度為0.100個/mm 2以下。
進而，於本發明中，存在於母相中之特定非金屬夾雜物的等效圓直徑較佳為20 μm以下。藉此，能夠更進一步提高耐疲勞特性。
(III)存在於母相中之非金屬夾雜物中包含之MgO的質量比率、及鋼組成中的Mg與O的含量的關係 又，於本發明中，較佳為當將對等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物中包含之化合物的平均組成成分進行分析所得之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時，MgO的質量比率(%)滿足下述所示之式(1)的範圍，且該鋼組成中的Mg與O的含量滿足下述所示之式(2)及(3)的關係： [%MgO]≧80%･････････････････(1) [%Mg]/[%O]≧1.5････････････(2) [%Mg]×[%O]≧1.0×10 -5････(3) 其中，式(1)中所示之[%MgO]是指該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物中包含之MgO的質量比率（質量%），又，式(2)及式(3)中所示之[%Mg]及[%O]分別是指該鋼組成中的Mg及O的含量（質量%）。
可知為了使氧化物成為TiN的有效核生成位點，較為有效的是當將對特定非金屬夾雜物中包含之化合物的平均組成成分進行分析所得之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時，將MgO的質量比率設為80%以上([%MgO]≧80)。即，其原因在於，若MgO的質量比率低於80%，則作為有效核生成位點的效果不充分，結果，認為有無法抑制TiN的生長從而會促進粗大化之傾向。
第4圖表示針對本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼，算出存在於母相中之特定非金屬夾雜物中包含之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的質量比率，並繪製成Al 2O 3-MgO-Ti 2O 3的三元相圖時的結果。由第4圖的結果可知，耐疲勞特性優異的本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼的MgO的質量比率均為80%以上([%MgO]≧80%)。再者，換言之，MgO的質量比率為80%以上是指Al 2O 3與Ti 2O 3的合計質量比率為20%以下，這意味著，特定非金屬夾雜物主要由MgO氧化物構成，包含MgO·Al 2O 3（尖晶石）氧化物的情況較少。
又，為了滿足[%MgO]≧80%，較佳為將鋼組成中的Mg含量相對於O含量的比設為1.5以上([%Mg]/[%O]≧1.5)。[%Mg]/[%O]的值藉由減少O含量而增大，但過度的脫氧有導致製造成本增加之傾向。因此，[%Mg]/[%O]的值較佳為15以下（[%Mg]/[%O]≦15）。進而，為了滿足[%MgO]≧80%，較佳為於二次精煉步驟中，將爐渣中包含之MgO量控制為5質量%以上。另一方面，若爐渣中的MgO量超過40質量%，則爐渣的熔點上升，流動性降低，因此，有精煉反應效率降低之傾向。因此，爐渣中包含之MgO量較佳為40質量%以下。
第5圖是針對本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼，對鋼組成中的Mg含量與O含量的關係進行繪製之圖。由圖5的結果可知，耐疲勞特性優異的本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼均是鋼組成中的Mg含量相對於O含量的比為1.5以上([%Mg]/[%O]≧1.5)。
進而，於本發明中明確了，為了使MgO氧化物大量分散析出在鋼液中，較為有效的是根據鋼中含有之Mg與O的關係，提高Mg的過飽和度。且，本發明者進行了努力研究，結果發現，對能夠生成足夠量（個數）的作為TiN的核生成位點較為有效的MgO而言，將鋼組成中的Mg含量與O含量的積的數值設為1.0×10 -5以上([%Mg]×[%O]≧1.0×10 -5)較佳。但若過度增加鋼組成中的Mg含量與O含量的積的數值，則會導致鋼的潔淨度惡化，因此，較佳為將鋼組成中的Mg含量與O含量的積的數值設為10×10 -5以下([%Mg]×[%O]≦10×10 -5)。
由第5圖的結果可知，耐疲勞特性優異的本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼的鋼組成中的Mg含量與O含量的積的數值均為1.0×10 -5以上([%Mg]×[%O]≧1.0×10 -5)。
(IV)耐疲勞特性 本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼於申克式彎曲扭轉疲勞試驗中，當將重複次數達到1000萬次而未斷裂之應力設為疲勞極限應力時，疲勞極限應力為550 MPa以上，更佳為600 MPa以上，因此，耐疲勞特性優異。再者，析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的疲勞極限應力的定義如下。首先，於試驗波形：正弦波形、試驗速度：60 Hz、試驗環境：室溫、大氣中、應力比：R＝-1（交變）的條件下，使用申克式彎曲扭轉疲勞試驗機（容量39 N·m），對自板厚為2.7～3.2 mm的不鏽鋼板中切出之試驗片實施循環疲勞試驗，測定於1000萬(10 7)次中樣品未斷裂之最大應力，將該所測得之應力定義為疲勞極限應力(MPa)。
(V)根據本發明的一實施例的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法 接著，以下對本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的較佳製造方法進行說明。
本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼可以利用一般的不鏽鋼熔煉設備進行製造。典型地，本發明的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法可列舉：按照熔解步驟（電爐）、一次精煉步驟（轉爐）、二次精煉步驟（AOD(Argon Oxygen Decarburization)或VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)）及鑄造步驟（連續鑄造或錠塊鑄造(Ingot Casting)）的順序進行。以下，對如下情形進行說明：利用電爐將不鏽鋼製鋼用原料熔解後，利用轉爐進行一次精煉，接著，利用VOD法進行二次精煉後，進行連續鑄造。
於熔解步驟中，利用電爐將成為不鏽鋼製鋼用原料的廢料或合金熔解，生成不鏽鋼熔鐵，將所生成之不鏽鋼熔鐵注入至作為精煉爐之轉爐。
於一次精煉步驟中，進行粗脫碳處理，藉由將氧吹至轉爐內的不鏽鋼熔鐵而除去所含有之碳，藉此，生成不鏽鋼液以及包含氧化碳及雜質之爐渣。一次精煉步驟中生成之不鏽鋼液排出至盛鋼桶，並移至二次精煉步驟，彼時爐渣被除去。
於二次精煉步驟中，將不鏽鋼液連同盛鋼桶一起送入至作為真空精煉爐之真空脫氣裝置(VOD)，進行精脫碳處理。且，藉由對不鏽鋼液進行精脫碳處理，生成純不鏽鋼液。尤其是於真空脫氣裝置(VOD)中，藉由氧氣吹煉進行脫碳、脫氮至特定濃度。此時的鋼液中大量溶存有吹入之氧，因此，以Al、Ti、Si等易氧化元素濃度在進行脫氧後成為特定濃度之方式調整並投入原料。添加Mg時，只要使用Ni-Mg或Si-Mg等鎂合金即可。純Mg由於沸點低至1091℃，因此就提高產率之觀點而言，較為有效的是於其他成分的調整等完成之後添加。作為於鋼液中有效地含有Mg而提高產率之方法，可列舉如下方法：例如用鐵皮包裹上述鎂合金，形成為被覆線，將該被覆線添加至鋼液中。藉由採用該方法，能夠極力抑制鎂合金與存在於鋼液上表面之爐渣相發生反應，其結果，能夠於鋼液中有效地含有鎂。又，較佳為於該二次精煉步驟中，以如上所述之方式調整爐渣中包含之MgO量。
鑄造步驟只要可利用常規方法進行連續鑄造即可。例如，自真空脫氣裝置(VOD)中取出盛鋼桶並設於連續鑄造裝置(Continuous casting, CC)，盛鋼桶的不鏽鋼液被注入至連續鑄造裝置，進而利用連續鑄造裝置所具有之鑄模，能夠製造（鑄造）例如鋼坯狀不鏽鋼片。但，為了抑制N濃度的上升，較為理想的是極力避免鋼液與大氣的接觸。具體而言，較佳為利用Ar氣或粉末將餵槽(TD，Tundish)內的鋼液密封，來抑制N濃度的上升。
之後，對所獲得之鋼坯狀不鏽鋼片實施包括熱軋之熱加工，獲得熱軋鋼板。只要熱軋的加熱溫度為1100～1250℃，熱軋鋼板的板厚例如為3.0～7.0 mm即可。接著，藉由對該熱軋鋼板實施退火酸洗、冷軋、時效處理，可獲得耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板。包含中間退火步驟在內，冷軋步驟亦可進行多次。於各熱處理步驟後，視需要實施酸洗處理。熱處理溫度例如可設為900～1100℃、30～150秒，時效處理例如可設為400～600℃、10～80分鐘。
以上對本發明的實施方式進行了說明，但本發明並不限於上述實施方式，而是包括本發明的概念及申請專利範圍中所包含之所有態樣，可在本發明的範圍內變更為各種態樣。
[實施例] 接著，為了進一步明確本發明的效果，對本發明例及比較例進行說明，但本發明並不限於該等實施例。
＜樣品No.1～15（本發明例）及樣品No.16～21（比較例）＞ 首先，利用電爐將不鏽鋼製鋼用原料熔解（熔解步驟）。於熔解步驟中，利用電爐將成為不鏽鋼製鋼用原料的廢料或合金熔解，生成不鏽鋼熔鐵，將所生成之不鏽鋼熔鐵注入至作為精煉爐之轉爐，進行一次精煉（一次精煉步驟）。於一次精煉步驟中，進行粗脫碳處理，藉由將氧吹至轉爐內的不鏽鋼熔鐵而除去所含有之碳，藉此，生成不鏽鋼液以及包含氧化碳及雜質之爐渣。接著，進行二次精煉（二次精煉步驟），利用真空脫氣裝置(VOD)對除去爐渣後之不鏽鋼液實施精脫碳處理。於二次精煉步驟中，於VOD中，藉由氧氣吹煉進行脫碳、脫氮至特定濃度。此時的鋼液中大量溶存有吹入之氧，因此，以Al、Ti、Si等易氧化元素濃度在進行脫氧後成為特定濃度之方式調整並投入原料。此外，Mg是以用鐵皮包裹Ni-Mg或Si-Mg等鎂合金而形成之被覆線之形式添加至鋼液中。接著，藉由對成分調整為表1所示之鋼組成之鋼液進行連續鑄造，而獲得鋼坯狀不鏽鋼片。之後，以1100～1250℃的溫度，對所獲得之不鏽鋼片實施熱軋，接著，於實施900～1100℃、30～150秒的退火之後，實施酸洗及冷軋，之後，實施400～600℃、10～80分種的時效處理，藉此，製作出板厚為1.0～3.5 mm的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼板（供試冷軋板）。
[評價方法] 使用上述各供試板，進行如下所示之評價。各評價的條件如下所述。
[1]非金屬夾雜物的評價 於所獲得之各供試冷軋板中，自板寬中央部裁取40 mm見方之觀察用小片，利用#120～#1000號金剛砂紙對所裁取之小片的表面進行研磨後，利用鑽石膏進行拋光研磨以達成鏡面拋光。對於鏡面拋光後之小片的表面，利用X射線能量散佈分析儀(Energy Dispersive X-ray Spectrometer, EDX)，於在100倍的倍率下具有1000 mm 2的視野面積之視野區域（約32 mm×約32 mm的正方形區域）中，觀察任意的400～500個部位。觀察對象為等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物，利用EDX分析所觀察之夾雜物整體。將一體化後之夾雜物視為一個，當尚未一體化但接近一體化時，在相較於相近接之夾雜物的等效圓直徑較小者，相接近之夾雜物間的最短距離更短時，定義為相同夾雜物，在相接近之夾雜物間的最短距離更長時，定義為不同夾雜物。再者，利用ZAF法（Atomic Number Effect（原子序數效應）、Absorption Effect（吸收效應）、Fluorescence Excitation Effect（螢光效應））對分析值進行較正。特定非金屬夾雜物的個數密度（個/mm 2）是根據視野面積(1000 mm 2)內之特定非金屬夾雜物的個數而算出。又，特定非金屬夾雜物之組成是進行以下計算，求出將Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時之質量比率（質量%）。首先，根據EDX分析的N濃度，由理論計量比求出特定非金屬夾雜物中的TiN量。具體而言，根據「N濃度（分析值）×Ti原子量/N原子量」，算出作為TiN而存在（消耗）之Ti濃度，設為Ti ＊。接著，自Ti濃度（分析值）減去Ti ＊的數值，算出作為Ti氧化物而存在之Ti濃度，設為Ti OX濃度。接著，根據利用EDX分析求出之Al濃度、Mg濃度及Ti OX濃度的數值，換算為Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3。最後，求出將Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時之MgO的質量比率（質量%）。於表2中，示出了特定非金屬夾雜物的個數密度（個/mm 2）、有無等效圓直徑超過20 μm之特定非金屬夾雜物、及特定非金屬夾雜物中的MgO的質量比率(%)。又，於第4圖的Al 2O 3-MgO-Ti 2O 3的三元相圖中，繪製了樣品No.1～21中的特定非金屬夾雜物中的Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的質量比率。
[2]耐疲勞特性的評價 自各供試冷軋板中切出以軋製方向為長度方向之特定尺寸的疲勞試驗片，利用#600號金剛砂紙對表面及端面實施乾式研磨。接著，以480℃，實施1小時熱處理，之後，氣冷至常溫。疲勞試驗是利用申克式彎曲扭轉疲勞試驗機實施。斷裂、或重複次數達到1000萬次時視為試驗結束，將重複次數達到1000萬次而未斷裂時之應力設為疲勞極限應力(MPa)。再者，試驗環境為室溫、大氣中。以如下方式評價耐疲勞特性：將疲勞極限應力為600 MPa以上之情形視為優，評價為「◎」，將疲勞極限應力為550 MPa以上且低於600 MPa之情形視為良，評價為「〇」，且將疲勞極限應力低於550 MPa之情形視為差，評價為「×」。於表2中示出評價結果。又，將針對樣品No.1～21，繪製與存在於母相中之特定非金屬夾雜物的個數密度相對應之疲勞極限應力所得之結果示於第1圖。
[表1]
  樣本No. 鋼組成（質量%） 爐渣中包含之MgO量（質量%） [%Mg]/[%O] [%Mg]×[%O](×10 -5)
C Si Mn Ni Cr P S Cu Mo Ti Al Ca Mg N O Fe及不可避免的雜質
本發明例 1 0.038 1.49 0.27 6.86 13.68 0.026 0.001 0.60 0.81 0.36 0.025 0.0011 0.0045 0.006 0.0027 剩餘部分 8.8 1.7 1.2
2 0.044 1.50 0.24 7.08 13.76 0.027 0.001 0.71 0.74 0.37 0.049 0.0006 0.0080 0.005 0.0022 剩餘部分 15.3 3.6 1.8
3 0.035 1.47 0.19 7.22 13.98 0.029 0.001 0.70 0.75 0.36 0.066 0.0015 0.0145 0.007 0.0010 剩餘部分 37.9 14.5 1.5
4 0.079 1.47 0.25 6.91 14.05 0.024 0.001 1.92 0.78 0.30 0.035 0.0004 0.0048 0.008 0.0031 剩餘部分 22.3 1.5 1.5
5 0.043 2.45 0.27 6.78 13.66 0.033 0.002 0.65 2.88 0.34 0.044 0.0004 0.0049 0.007 0.0023 剩餘部分 12.7 2.1 1.1
6 0.039 1.47 2.85 6.92 13.78 0.024 0.001 0.71 0.84 0.44 0.027 0.0010 0.0141 0.011 0.0068 剩餘部分 31.2 2.1 9.6
7 0.040 1.39 0.88 9.83 13.64 0.027 0.001 0.70 0.74 0.32 0.069 0.0006 0.0054 0.011 0.0021 剩餘部分 9.4 2.6 1.1
8 0.041 1.47 0.26 7.12 16.94 0.032 0.003 0.71 0.79 0.28 0.025 0.0008 0.0092 0.014 0.0051 剩餘部分 16.1 1.8 4.7
9 0.040 1.52 0.20 6.86 13.76 0.025 0.001 0.67 0.80 0.31 0.040 0.0001 0.0143 0.008 0.0013 剩餘部分 27.6 11.0 1.9
10 0.042 0.71 0.19 6.98 13.57 0.048 0.001 0.63 0.77 0.15 0.030 0.0005 0.0081 0.006 0.0034 剩餘部分 17.6 2.4 2.8
11 0.042 1.50 0.24 6.05 13.67 0.031 0.001 0.51 0.80 0.34 0.030 0.0007 0.0137 0.008 0.0022 剩餘部分 22.6 6.2 3.0
12 0.035 1.38 0.16 6.90 10.07 0.026 0.001 0.69 0.79 0.35 0.032 0.0001 0.0110 0.009 0.0020 剩餘部分 21.5 5.5 2.2
13 0.039 1.42 0.19 7.08 13.95 0.025 0.001 0.72 0.52 0.36 0.022 0.0018 0.0075 0.010 0.0029 剩餘部分 15.1 2.6 2.2
14 0.044 1.53 0.29 7.11 13.75 0.028 0.001 0.75 0.82 0.36 0.025 0.0002 0.0040 0.007 0.0025 剩餘部分 5.8 1.6 1.0
15 0.046 1.45 0.35 6.99 13.88 0.030 0.001 0.71 0.83 0.38 0.043 0.0004 0.0078 0.006 0.0031 剩餘部分 11.8 2.5 2.4
比較例 16 0.038 1.55 0.28 7.04 13.75 0.023 0.001 0.71 0.79 0.43 0.051 0.0005 0.0045 0.017 0.0025 剩餘部分 17.3 1.8 1.1
17 0.004 1.50 0.29 7.25 14.28 0.027 0.002 0.82 0.89 0.29 0.045 0.0006 0.0015 0.012 0.0010 剩餘部分 6.3 1.5 0.2
18 0.041 1.54 0.32 7.13 13.95 0.027 0.001 0.68 0.77 0.32 0.031 0.0014 0.0036 0.008 0.0013 剩餘部分 14.1 2.8 0.5
19 0.043 1.56 0.24 6.94 14.04 0.032 0.001 0.69 0.82 0.31 0.066 0.0007 0.0032 0.009 0.0037 剩餘部分 9.4 0.9 1.2
20 0.037 1.52 0.33 7.04 13.82 0.030 0.001 0.71 0.85 0.32 0.024 0.0006 0.0032 0.008 0.0030 剩餘部分 4.3 1.1 1.0
21 0.039 1.49 0.38 6.99 13.85 0.028 0.002 0.72 0.81 0.34 0.035 0.0009 0.0037 0.007 0.0026 剩餘部分 3.9 1.4 1.0
（注）表1中的下劃線部分的粗體字的數值表示本發明的適當範圍外的數值。                          
[表2]
  樣品 No. 特定非金屬夾雜物 耐疲勞特性
等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物的個數密度（個/mm 2） 有無等效圓直徑為10 μm以上之特定非金屬夾雜物 MgO的質量比率(%) 疲勞極限應力(MPa) 評價
本發明例 1 0.077 無 81 580 〇
2 0.046 無 89 600 ◎
3 0.008 無 89 650 ◎
4 0.063 無 82 590 〇
5 0.089 有 84 560 〇
6 0.008 無 100 620 ◎
7 0.059 無 100 590 〇
8 0.054 無 85 590 〇
9 0.041 無 82 610 ◎
10 0.048 無 81 630 ◎
11 0.024 無 89 640 ◎
12 0.032 無 92 620 ◎
13 0.026 無 85 610 ◎
14 0.095 有 85 550 〇
15 0 無 91 640 ◎
比較例 16 0.161 有 83 450 ×
17 0.135 有 81 490 ×
18 0.116 無 83 520 ×
19 0.105 無 49 540 ×
20 0.123 無 74 500 ×
21 0.118 無 71 530 ×
（注）：表2中的下劃線部分的粗體字是本發明的適當範圍外的數值，或表示疲勞極限應力的數值較小，耐疲勞特性差。
由表1及表2以及第1圖及第5圖所示之結果可知，本發明例的樣品No.1～15的鋼組成及特定非金屬夾雜物的個數密度均在適當範圍內，因此，疲勞極限應力為550 MPa以上，耐疲勞特性為良或優，尤其是於樣品No.15中，不存在特定非金屬夾雜物，又，於樣品No.2、3、6及9～13中，等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物的個數密度均小至0.050個/mm 2以下，因此，疲勞極限應力為600 MPa以上，耐疲勞特性優異。另一方面，比較例的樣品No.16～21的特定非金屬夾雜物的個數密度均在適當範圍外，因此，疲勞極限應力低於550 MPa，耐疲勞特性差。
針對本發明例的樣品No.1～15及比較例的樣品No.16～21，繪製成第4圖的Al 2O 3-MgO-Ti 2O 3的三元相圖，以供參考。
第6圖是存在於本發明例的樣品No.1的不鏽鋼板中之尺寸為10 μm以上之非金屬夾雜物的背向散射電子組成影像，且第6圖中呈現黑色之部分是以MgO（質量比率：81%）為主體之氧化物組成A的部分，呈現灰色之部分為TiN。又，第7圖是存在於比較例的樣品No.19的不鏽鋼板中之尺寸為10 μm以上之非金屬夾雜物的背向散射電子組成影像，第7圖中呈現黑色之部分是不僅包含MgO（質量比率：49%），還較多地包含MgO·Al 2O 3（尖晶石）等其他氧化物之氧化物組成B的部分，呈現灰色之部分為TiN。
可知當為第6圖所示之本發明例（樣品No.1）時，在MgO主體的氧化物組成A（第6圖的黑色部分）的周圍生成之TiN（第6圖的灰色部分）的量較少。另一方面，可知當為第7圖所示之比較例（樣品No.19）時，在不僅包含MgO，還較多地包含MgO·Al 2O 3（尖晶石）等其他氧化物之氧化物組成B（第7圖的黑色部分）的周圍，TiN（第7圖的灰色部分）生長，且生成（析出）粗大的非金屬夾雜物。
1、10:MgO 2、20:TiN 3、30:氮氧化物
第1圖是針對本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼，以存在於母相中之特定非金屬夾雜物的個數密度（個/mm 2）為橫軸，以疲勞極限應力(MPa)為縱軸進行繪製時之圖。 第2圖是用於說明當鋼組成中的Mg含量少至0.0020質量%以下時，於鋼液凝固時以MgO為核生成TiN及TiN生長之過程的示意圖，第2(a)圖表示以熔融溫度以MgO為核生成（析出）TiN之狀態，又，第2(b)圖表示自第2(a)圖的狀態進一步冷卻，使鋼液下降至凝固起始溫度之狀態。 第3圖是用於說明當鋼組成中的Mg含量為超過0.0020質量%且0.0150%以下的範圍時，於鋼液凝固時以MgO為核生成TiN及TiN生長之過程的示意圖，第3(a)圖表示以熔融溫度以MgO為核生成（析出）TiN之狀態，又，第3(b)圖表示自第3(a)圖的狀態進一步冷卻，使鋼液下降至凝固起始溫度之狀態。 第4圖表示針對本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼，算出存在於母相中之特定非金屬夾雜物中包含之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的質量比率，並繪製成Al 2O 3-MgO-Ti 2O 3的三元相圖時的結果。 第5圖是針對本發明例（樣品No.1～15）的不鏽鋼與比較例（樣品No.16～21）的不鏽鋼，對鋼組成中的Mg含量與O含量的關係進行繪製之圖。 第6圖是存在於本發明例的樣品No.1的不鏽鋼中之尺寸為10 μm以上之特定非金屬夾雜物的背向散射電子組成影像。 第7圖是存在於比較例的樣品No.19的不鏽鋼中之尺寸為10 μm以上之特定非金屬夾雜物的背向散射電子組成影像。
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Claims (6)

  1. 一種耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於，具有如下鋼組成：以質量%計，含有C：0.080%以下、Si：0.70～3.00%、Mn：3.00%以下、Ni：6.00～10.00%、Cr：10.00～17.00%、P：0.050%以下、S：0.008%以下、Cu：0.50～2.00%、Mo：0.50～3.00%、Ti：0.15～0.45%、Al：0.070%以下、Ca：0.0020%以下、Mg：超過0.0020%且0.0150%以下、N：0.015%以下及O：0.0070%以下，剩餘部分由Fe及不可避免的雜質構成， 在存在於母相中之非金屬夾雜物中，不存在等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，或即便存在該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物，其個數密度亦為0.100個/mm 2以下。
  2. 如請求項1所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，當將對該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物中包含之化合物的平均組成成分進行分析所得之Al 2O 3、MgO及Ti 2O 3的合計質量設為100質量%時，MgO的質量比率(%)滿足下述所示之式(1)的範圍，且該鋼組成中的Mg與O的含量滿足下述所示之式(2)及(3)的關係： [%MgO]≧80%･････････････････(1) [%Mg]/[%O]≧1.5････････････(2) [%Mg]×[%O]≧1.0×10 -5････(3) 其中，式(1)中所示之[%MgO]是指該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物中包含之MgO的質量比率（質量%），又，式(2)及式(3)中所示之[%Mg]及[%O]分別是指該鋼組成中的Mg及O的含量（質量%）。
  3. 如請求項1或2所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，該存在於母相中之該等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物的等效圓直徑為20 μm以下。
  4. 如請求項1、2或3所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，於申克式彎曲扭轉疲勞試驗中，當將重複次數達到1000萬次而未斷裂之應力設為疲勞極限應力時，疲勞極限應力為550 MPa以上。
  5. 如請求項1至4中任一項所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，在該存在於母相中之非金屬夾雜物中，等效圓直徑為10 μm以上之非金屬夾雜物的個數密度為0.050個/mm 2以下。
  6. 如請求項5所述之析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼，其中，於申克式彎曲扭轉疲勞試驗中，當將重複次數達到1000萬次而未斷裂之應力設為疲勞極限應力時，疲勞極限應力為600 MPa以上。
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