TWI475116B

TWI475116B - Multi-phase stainless steel sheet and strip, and the like

Info

Publication number: TWI475116B
Application number: TW100110755A
Authority: TW
Inventors: Shinichi Teraoka; Shunji Sakamoto
Original assignee: Nippon Steel & Sumikin Sst
Priority date: 2010-03-29
Filing date: 2011-03-29
Publication date: 2015-03-01
Also published as: ES2713046T3; TW201202444A; EP2554702A1; WO2011122697A1; CN102782171B; EP2554702A4; CN102782171A; KR101474626B1; BR112012024400A2; US20130014864A1; KR20120126112A; JP5744575B2; BR112012024400B1; US9074271B2; JP2011225970A; EP2554702B1

Description

多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶以及其等之製造方法

技術領域

本發明係有關於耐蝕性及耐摩耗性優異，即使於長期間之使用下，表面之鏡面光澤或投影清晰度之降低亦很少之不鏽鋼。作為具體之使用例，可提供作為太陽光或家庭用照明機器之反射板、鏡子、機械、電氣、電子機器等各種元件之素材。

背景技術

作為耐蝕性及耐摩耗性優異之金屬材料，已知有麻田散鐵系不鏽鋼、加工硬化型之沃斯田鐵系不鏽鋼、析出硬化型等之不鏽鋼、肥粒鐵與麻田散鐵之多相組織不鏽鋼。

麻田散鐵系不鏽鋼係藉由淬火而成為麻田散鐵組織，因高強度化而被使用。大部份之情形，係於淬火後實施回火。

硬度係藉由C、N之含量、淬火條件(固溶化處理溫度、時間、冷卻速度)、回火條件(溫度、時間)而調整。

於麻田散鐵變態時，因以晶粒為單位產生體積膨脹，故鋼板之表面粗糙度變大。麻田散鐵系不鏽鋼因高強度且低韌性，故藉由調質軋延來減低表面粗糙度並不容易。

又，於使麻田散鐵系不鏽鋼成為高強度之步驟中，由沃斯田鐵單相域實施淬火而得到麻田散鐵單相組織。使耐蝕性提升之Cr、Mo等元素，因為會將沃斯田鐵單相化溫度域縮小，故添加量受限。

作為一例，於SUS420J1鋼中，規定Cr量為12~14%。因此，一般而言，SUS420J1鋼僅具有作為不鏽鋼之最低限度之耐蝕性。

作為較高Cr之麻田散鐵系不鏽鋼，有SUS429J1及SUS431，含有15.00~17.00%之Cr。此等成為麻田散鐵單相組織時，延性較低，成為肥粒鐵、或沃斯田鐵相與麻田散鐵之多相組織時，耐蝕性受損。

作為加工硬化型之沃斯田鐵系不鏽鋼之代表性鋼種，可列舉SUS301。

SUS301於固溶化處理時係沃斯田鐵組織，藉由之後之調質軋延，緩緩變態成應變誘導麻田散鐵，藉由軋延率之增加，兩相之加工硬化進一步進展，進行高強度化。

SUS301之組成係17%Cr-7%Ni，因為有必要使高價之Ni為7%，故原料成本提高。

又，朝應變誘導麻田散鐵之變態量，因受冷軋時之材料溫度影響，故於不鏽鋼之冷軋之一般的反向式軋延中，於發生軋延速度之變化的捲料頭、尾附近，應變誘導麻田散鐵量產生變化，硬度變化變大。

又，SUS301因加工硬化較大，故冷軋熱延板精加工成期望之板厚時之軋延反作用力較高，根據冷軋率的不同，需要中間退火等，生產性差。

作為析出硬化型之不鏽鋼係以SUS630(17Cr-4Ni-4Cu)、631(17Cr-7Ni-1.2Al)等之麻田散鐵型析出硬化鋼為主流。

麻田散鐵型析出硬化鋼係於固溶化熱處理後，冷卻至室溫之過程中使組織成為麻田散鐵組織，接著藉由實施時效處理，而產生富Cu之析出相、及金屬間加工物NiAl化合物之微細分散析出，並硬化者。

麻田散鐵型析出硬化鋼亦需要大量的高價Ni、Cu等合金元素，原料成本高，為高價之材料。

進而，於麻田散鐵型析出硬化鋼之製造中，於最終時效步驟以外產生析出硬化相時，因素材之韌性降低及冷軋反作用力之增加而變得無法冷軋。因此，例如於熱軋步驟中，於熱軋後需要低溫捲取，因捲取形狀不良而產生瑕疵亦成為問題。

為解決此等問題而開發者係專利文獻1~4所揭示之具有肥粒鐵與麻田散鐵之多相組織之多相組織不鏽鋼。

多相組織不鏽鋼係將肥粒鐵及碳氮化物組織之熱軋鋼板冷軋後，實施對肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域加熱並冷卻之多相化退火，藉此使沃斯田鐵相進行麻田散鐵變態，於室溫成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織，進而實施調質軋延及時效處理者。

多相組織不鏽鋼係以類似SUS431、SUS429J1之組成為基礎而開發，以視必要硬度而調整麻田散鐵量之方式，進行適當成分調整。

報告中，多相組織不鏽鋼係具有高強度且延性較大，強度之面內變動較小，形狀平坦度優異之特徵。

又，作為代表性肥粒鐵系不鏽鋼之SUS430鋼，亦已知藉由對二相域加熱並冷卻，而容易地成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織。

然而，多相組織不鏽鋼，因與肥粒鐵相相比，麻田散鐵相之Cr量較低，故於相之間耐蝕性產生差異，有無法充份獲得平均組成所得之耐蝕性、及因腐蝕之經年劣化於相之間不同而產生光澤或色調之不均，損及美觀之問題。

先行技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開昭63-007338

專利文獻2：日本特開昭63-169330

專利文獻3：日本特開平07-138704

專利文獻4：日本特開2002-105601

高強度不鏽鋼之使用用途係多樣，於西洋食器刀使用SUS420J1鋼、於鐵道車輛使用SUS301、於彈簧使用SUS630、多相組織不鏽鋼等，視環境而由所需之耐蝕性或機械性質進行材料選擇。

近年來，逐漸需要具有既存之不鏽鋼以上之高耐蝕性，具有耐摩耗性及高平坦度，且低價之高強度不鏽鋼。

作為一般使耐蝕性提升之元素，已知Cr、Mo、N，藉由增加此等元素之含量，耐蝕性提升，但因為相平衡改變，故變得無法達成目標之高強度。

本發明係為解決上述問題而完成者，其目的係提供一種尤其使麻田散鐵相之耐蝕性提升，可以17Cr基底達成相當於18~19Cr鋼之耐蝕性，耐屋外之嚴酷腐蝕、摩耗環境，作為鏡面長期間不會使性能降低，低價且強度高之不鏽鋼。

本發明者等係就以15~17Cr鋼為基底之具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織之不鏽鋼，提升耐蝕性之方法進行各種檢討。

其結果發現，藉由微量添加Sn，可不使強度降低地提升耐蝕性。

Sn對提升多相組織不鏽鋼之耐蝕性有作用之原因，推測係與Cr、Mo同樣，因鈍態皮膜之形成、強化之故。

一般而言，作為使不鏽鋼於中性氯化物環境下之耐孔蝕性提升之元素，已知有Cr、Mo、N，作為耐孔蝕指標，有人提出有PRE=Cr+3.3Mo+16~30N。Sn係用作提高高溫強度之元素，但以提升耐蝕性為目的之利用的報告例很少。

然而，於具有麻田散鐵組織之不鏽鋼中，微量之Sn可大幅改善中性氯化物環境下之耐孔蝕性，麻田散鐵鋼、具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織之多相組織不鏽鋼皆發揮此效果。

具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織之多相組織不鏽鋼，因多相化熱處理時之肥粒鐵相與沃斯田鐵相之Cr量不同，故低Cr之沃斯田鐵相經變態之麻田散鐵相之耐蝕性較肥粒鐵相低，一般耐蝕性較相當於母材之平均組成Cr量之耐蝕性降低。

本發明者等檢討使麻田散鐵系不鏽鋼之耐蝕性提升之方法，其結果發現，Sn之耐蝕性之改善效果大，特別是具有高差排密度下，即具有高硬度之情形，具體而言維氏硬度具有200HV以上之硬度之情形中，其效果展現。

於多相化熱處理時，Sn係與Cr及Mo同樣，使肥粒鐵相變濃。但，麻田散鐵相與肥粒鐵相相比，Sn之耐蝕性提升之效果較大。其結果，雖然麻田散鐵相與肥粒鐵相相比，Cr量較少，但藉由Sn彌補Cr之差而使耐蝕性提升，可獲得相當於多相組織之平均組成之Cr量以上之耐蝕性。

本發明係基於上述見解而完成者，其要旨如下所述。

(1)一種多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶，其特徵在於包含以質量%計：C：0.02~0.20%，Si：0.10~1.0%，Mn：0.20~2.0%，P：0.040%以下，S：0.010%以下，Cr：15.0~18.0%，Ni：0.5~2.5%，Sn：0.05~0.30，及N：0.010~0.10%，且由下述(a)式定義之γp位於60~95之範圍內，剩餘部份由Fe及不可避免的雜質所構成；該多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織；且維氏硬度係200HV以上；γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb-52Al+189　…(a)。

(2)如前述(1)之多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶，其進一步包含以下之1種或2種以上(以質量%計)：B：0.0003~0.0050%，Cu：0.30~2.0%，Mo：0.30~2.0%，及Al：0.01~0.1%。

(3)一種多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶之製造方法，其特徵在於：係將具有前述(1)或(2)之組成之冷軋不鏽鋼鋼板或冷軋不鏽鋼鋼帶，藉由加熱至肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域之850~1100℃，並實施冷卻之多相化退火，而使沃斯田鐵相進行麻田散鐵變態，並於室溫下成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織。

(4)如前述(3)之多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶之製造方法，其中前述多相化退火中之冷卻係以冷卻速度20℃/s以上，冷卻至550℃以下之溫度進行冷卻。

(5)如前述(3)或(4)之多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶之製造方法，其進一步於前述多相化退火之後，實施調質軋延及/或時效處理。

根據本發明，可低價提供尤其使麻田散鐵相之耐蝕性提升，可不改變相平衡地以17Cr基底達成相當於18~19Cr鋼之耐蝕性，耐屋外之嚴酷腐蝕、摩耗環境，鏡面光澤長期間不降低且高強度之多相組織不鏽鋼。

圖式簡單說明

第1圖係顯示肥粒鐵組織之不鏽鋼與多相組織之不鏽鋼中Sn添加對耐蝕性之效果之圖。

用以實施發明之形態

以下，就本發明之多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶之成分組成進行說明。以下，「%」係指「質量%」。

C：0.02~0.20%

C係沃斯田鐵安定化元素，藉由固溶強化，尤其是於麻田散鐵之強化上係有效。於固溶化時，與麻田散鐵之強化同時，未固溶之碳化物亦具有使耐摩耗性提升之效果。此等之效果於C含量為0.02%以上時變得顯著。

但，伴隨C含量之增加，因為容易引起於多相化退火後之冷卻過程中析出Cr碳化物，形成Cr缺乏相，而使耐蝕性降低之現象即所謂敏化現象，故C含量為0.20%以下。較佳C含量係0.10~0.15%。

Si：0.10~1.0%

Si係肥粒鐵安定化元素，固溶強化能亦大，使肥粒鐵、麻田散鐵相硬化。又，製鋼步驟中亦作為脫氧元素而起作用。該作用於Si含量為0.10%以上時顯著表現。但，Si含量超過1.0%時，不能保持適於多相組織不鏽鋼之相平衡。較佳Si含量係0.20~0.70%。

Mn：0.20~2.0%

Mn係沃斯田鐵安定化元素，因為係多相化退火時用以獲得沃斯田鐵及肥粒鐵之適當的相平衡所必要之合金元素，故含有0.20%以上。

Mn之沃斯田鐵安定化能係Ni之大約一半，但與Ni相比為低價之元素。相反地，降低Ms點之效果比Ni大，生成殘留γ，硬度降低。又，Mn係阻害耐氧化性之元素，有因退火時之氧化而表面品質降低之情形。因此，作為阻害品質之影響較少之範圍，Mn之含量係2.0%以下。較佳Mn含量係0.50~1.0%。

P：0.040%以下

P係固溶強化能較大之元素，但係肥粒鐵安定化元素，且對耐蝕性及韌性有害之元素。雖作為雜質包含於不鏽鋼之原料之鐵鉻合金中，但因為無從不鏽鋼之熔鋼進行脫P之技術，故由使用之鐵鉻合金原料之純度與量決定P之量。但，因低P之鐵鉻合金係高價，故作為不使材質及耐蝕性大幅劣化之範圍，P含量係0.040%以下。較佳P含量係0.030%以下。

S：0.010%以下

S因為形成硫化物系介在物，使鋼材之一般的耐蝕性(耐全面腐蝕或耐孔蝕)劣化，故含量有必要為0.010%以下。S含量越少，耐蝕性越良好，但因於低S化上會增大脫硫負擔，故下限為0.003%較佳。較佳S含量係0.003~0.008%。

Cr：15.0~18.0%以下

Cr係有效改善母材之一般的耐蝕性(耐全面腐蝕或耐孔蝕)之元素，但含量未滿15%時難以獲得充分之耐蝕性。Cr係肥粒鐵相(α相)安定化元素，含量超過18%時，沃斯田鐵相(γ相)之安定性降低，藉由多相組織化之高強度化變得困難。較佳Cr之含量係15.5~17.5%。

Ni：0.5~2.5%

Ni係沃斯田鐵相之安定化元素，對多相化退火時之沃斯田鐵相分率有很大影響。為獲得適當的相分率，由於有必要添加與Cr量相應之量之Ni，故其含量係0.5%以上。Ni係高價元素，過剩添加時由於會增加合金成本，故含量係2.5%以下。較佳Ni之含量係1.0~2.0%。

Sn：0.05~0.30%

Sn係肥粒鐵相安定化元素，係有效提升麻田散鐵相之耐蝕性之元素。Sn係多相化退火時與Cr同樣，使肥粒鐵相變濃，但於肥粒鐵與麻田散鐵之多相組織中，因為以彌補Cr量之差之方式使麻田散鐵相之耐蝕性提升，故可獲得相當於多相組織之平均組成之Cr量以上之耐蝕性。

為提高麻田散鐵相之耐蝕性，Sn之含量係0.05%以上。即使超過0.30%添加Sn，亦因為Sn之麻田散鐵相之耐蝕性改善效果飽和，合金成本無益地增加，故含量係0.30%以下。較佳Sn含量係0.1~0.25%。

N：0.010~0.10%

N與C同樣，係沃斯田鐵安定化元素，亦係有效強化麻田散鐵之元素，故含量係0.010%以上。固溶N係具有強化鈍態皮膜、或藉由抑制敏化而提升耐蝕性之作用。過剩添加N時，因為成為氣泡系缺陷之原因，故含量係0.10%以下。較佳N含量係0.02~0.06%。

除上述成分外，視必要可添加B、Cu、Mo、Al。

B：0.0003~0.0050%

B係具有於熱軋溫度域中，防止起因於肥粒鐵相與沃斯田鐵相之變形抵抗差之邊緣裂痕產生之效果，故添加之情形之含量係0.0003%以上。B含量超過0.0050%時，因為產生因硼化物之析出之耐蝕性降低、或熱加工性之降低，故為0.0050%以下。較佳B含量係0.0005~0.0030%。

Cu：0.3~2.0%

Cu係沃斯田鐵安定化元素，係用以獲得多相化退火時之沃斯田鐵及肥粒鐵之相平衡之有效合金元素，故視必要添加。添加之情形之含量係0.3%以上。Cu之沃斯田鐵安定化能雖係Ni之大約一半，但與Ni相比為低價元素。

過剩添加Cu時，因為產生起因於析出物之耐蝕性降低，或起因於耐氧化性降低之表面之光澤不均，故含量係2.0%以下。較佳Cu之含量係0.5~1.5%。

Mo：0.3~2.0%

Mo係具有使耐蝕性較Cr更提升之效果之元素，視必要添加。添加之情形之含量係0.3%以上。Mo係與Cr同樣，多相化退火時使肥粒鐵變濃，擴大肥粒鐵與麻田散鐵之耐蝕性差。又，因為係高價元素，亦成為製造成本變高之原因，故含量係2.0%以下。較佳Mo之含量係0.5~1.2%。

Al：0.01~0.1%

Al係有效作為脫氧劑的添加成分。為得到脫氧效果，含量係0.01%以上。大量含有Al時，會形成叢集狀之高融點氧化物，成為鋼胚之表面瑕疵之原因。進而，因焊接性亦變差，故含量係0.1%以下。較佳Al含量係0.02~0.05%。

此外，作為不可避免混入不鏽鋼中之雜質，有Nb、Ti、V、Ca、Mg、REM、Co、Y、Zr等。此等之元素係由精鍊過程中之熔渣或合金原料混入者，並非積極地添加者。不可避免的混入量係0.01%以下左右。V係不可避免的混入量比其他元素多，為0.05%以下左右。

γp：60~95

由下述(a)式表示之γp係表示1000~1150℃之肥粒鐵相與沃斯田鐵相之二相域中沃斯田鐵相之最大量之指標，大致與以%表示沃斯田鐵相之體積分率之值一致。

γp=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb-52Al+189　…(a)

為獲得實施多相化退火後，或進而調質軋延或時效處理後之硬度以維氏硬度超過200所必要之麻田散鐵量，有必要使γp之式為60以上、95以下。

γp未達60時，肥粒鐵與麻田散鐵之多相組織不能成為充分之硬度。進而，γp為20~60時，熱軋時之熱加工性降低，有產生邊緣裂紋之情形。

γp超過95%時，加工性降低。

本發明之特徵係在於於多相組織不鏽鋼中添加Sn之點。關於其效果，以下基於實驗結果進行解說。

首先，作為肥粒鐵單相組織之代表性不鏽鋼，作為SUS430LX鋼、多相組織之代表例，將以0.10C-0.5Si-0.35Mn-17.1Cr-1Ni-0.03N鋼為基本組成之熔鋼，於真空熔爐熔製，使Sn之量於0~0.30%之範圍內變化而鑄造。

接著，將鋼塊之表面平滑研削後，實施熱軋，製成板厚3.0mm之熱軋鋼帶。

之後，藉由常法實施退火、酸洗、冷軋，SUS430LX基底鋼係於880℃實施退火，0.10C-0.5Si-0.35Mn-17.1Cr-1Ni-0.03N基底鋼係實施於1000℃加熱後冷卻之多相化退火。

將此等材料作為供試驗材，進行JIS G 0577所規定之孔蝕電位測定。第1圖係顯示Sn之添加量與未添加Sn之供試驗材之孔蝕電位為1時之孔蝕電位(孔蝕電位比)之關係。

肥粒鐵單相鋼、及多相組織不鏽鋼中Sn之效果係大為不同。可知於肥粒鐵單相鋼中，隨著Sn之添加量增加，孔蝕電位以一定比增加，相對於此，多相組織不鏽鋼中，添加Sn0.05%時，孔蝕電位急遽上升。

多相組織鋼中，因麻田散鐵相之耐蝕性比肥粒鐵相差，故於Sn之添加量較小之領域中，耐蝕性由麻田散鐵相之耐蝕性所支配。因麻田散鐵相與肥粒鐵相相比，Sn之耐蝕性提升較大，故認為Sn之添加量變大時，因其效果，孔蝕電位急遽上升。

於多相組織不鏽鋼中，硬度主要係由麻田散鐵量、固溶碳氮量、回火條件等所支配，與差排密度相對應。

藉由Sn添加之麻田散鐵相之耐蝕性提升係於高差排密度下表現，故作為耐蝕性之間接的指標，於本發明之不鏽鋼中規定維氏硬度為200HV以上。

高差排密度下Sn之耐蝕性提升顯著表現之原因並未明確，但認為因促進鈍態皮膜之強化所故。

為使維氏硬度為200HV以上，較佳的是於本發明所規定之組成及γp之範圍內，如後所述使麻田散鐵變態時之冷卻速度為20℃/s。

接著，就本發明之多相組織不鏽鋼鋼板及鋼帶之較佳製造方法進行說明。

首先，將經調整成上述之成分組成之不鏽鋼藉由常法，經由熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋之步驟，成為冷軋不鏽鋼鋼板(以下稱為「冷軋鋼板」)或冷軋不鏽鋼鋼帶(以下稱為「冷軋鋼帶」)。

為確保熱加工性、防止熱軋板端面之邊緣裂紋，熱軋之加熱溫度係以1140~1240℃為佳。

又，為使熱軋板軟質化，捲取溫度以600~800℃為佳。

熱軋板退火係用以於冷軋之前使熱軋板軟質化而進行，宜藉由箱形退火爐於750~880℃保持1小時以上、20小時以下之條件下進行。

酸洗後進行之冷軋中，由生產性與組織之均質化之觀點而言，宜使冷軋率為60~80%。

之後，冷軋鋼板或冷軋鋼帶係穿過連續退火爐，加熱成肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域。此時之加熱溫度係Ac1以上，由於有必要為肥粒鐵再結晶之溫度，故為850℃以上。

加熱溫度係影響沃斯田鐵量，於Ac1至850℃之範圍中，由於沃斯田鐵之量大幅變化，故由組織之均一性、材質之安定性之面來看，亦宜為850℃以上。

另一方面，具有肥粒鐵及沃斯田鐵之二相組織之不鏽鋼係於高溫容易潛變，因連續加熱時之穿過張力，於穿過方向延伸，易引起寬度縮小。潛變因越高溫越容易引起，故加熱溫度係1100℃以下。

實施將藉由850~1100℃加熱而生成之具有肥粒鐵及沃斯田鐵組織之不鏽鋼冷卻之多相化退火，於冷卻過程中沃斯田鐵相變態成麻田散鐵相，室溫下成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織。

多相組織不鏽鋼之麻田散鐵變態所需之臨界冷卻速度，因為係比抑制敏化所需之冷卻速度慢，故冷卻速度宜係為防止敏化所必要之20℃/s以上，從加熱溫度冷卻至550℃以下。

對成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織之鋼帶，視需要實施調質軋延或時效處理。

調質軋延之目的係強化與麻田散鐵相比為軟質之肥粒鐵相，時效處理之目的係提升麻田散鐵之韌性。

為強化肥粒鐵相，調質軋延率有必要為10%以上。將已經具有高強度之多相組織材料冷軋至高壓下率時，生產性變差，亦存在產生寬度端部之邊緣裂紋之情形，故調質軋延率宜係50%以下。

時效處理溫度宜係可藉由連續退火進行時效之300℃以上，由退火時之敏化抑制之觀點，以550℃以下較佳。

實施例1

將表1、2所示成分組成之各種不鏽鋼以真空熔解爐熔製，於1160℃加熱1小時後，藉由熱軋成為板厚3.0mm之熱軋鋼帶，放入760℃之捲取再現爐後進行爐冷。熱軋板退火係於800℃進行4小時之均熱後，以25℃/hr冷卻至350℃後空冷。

進而，酸洗之後，藉由冷軋成為板厚0.5mm之冷軋鋼帶。對該冷軋鋼帶實施表3、4所示條件之藉由連續退火爐之多相化退火及調質軋延，對一部分實施時效處理。

表1之鋼A1~A31係滿足本發明所規定之組成之不鏽鋼，表2之鋼a32~a52係比較例。鋼a49相當於SUS410，鋼a50相當於SUS429J1，鋼a51相當於SUS430，鋼a52相當於SUS431。

就所獲得之鋼板進行以下評價。

硬度測定係以JIS Z2244所規定之維氏硬度之試驗方法進行，由鋼板表面測定之。

肥粒鐵量之鑑定係將組織以不鏽鋼便覽(昭和50年發行，4版，p871)中亦記載之村上試劑進行腐蝕蝕刻後，將顯微鏡觀察與圖像解析組合進行。

耐蝕性之評價係使用JIS G0577所規定之不鏽鋼之孔蝕電位測定方法進行，與SUS430LX鋼相比，顯示相同或較高值者為良好(+)，顯示較低值者為不良(-)。

耐候性之評價係對經研磨成鏡面之試驗片，進行6循環如下試驗，即：屋外一個月之暴露試驗與JIS K 7205所規定之塑膠摩耗試驗，由鏡面光澤之劣化程度進行評價。

鏡面光澤度之測定係以JIS Z8741所規定之鏡面光澤度測定方法之方法5(GS20°)進行。鏡面光澤度之測定結果，將光澤降低未達50之較小者判斷為良好(+)，產生超過50之大的光澤降低者判斷為不良(-)。

塑膠摩耗試驗中，為抑制試驗機之摩耗損傷，於旋轉圓板使用400HV5以上之材料。材質之評價係硬度為200HV以上，且剪斷時未產生脆性破壞者為良好(+)，硬度為200HV以下、或剪斷時產生脆性破壞者為不良(-)。

熱軋板之邊緣裂紋評分係從端面觀察熱軋捲料，測定邊緣裂紋之個數，未達0.25個/km為A，0.25個/km以上、未達1.25個/km為B，1.25個/km以上、未達2.5個/km為C，2.5個/km以上為D。

於表5、6顯示此等之評價結果。

藉由對本發明所規定之成分範圍之冷軋鋼帶實施多相化退火，確認可獲得耐蝕性、耐氣性、材質優異之材料。

進而，添加B之鋼A16、A17係熱軋板之寬度端部之邊緣裂紋極少，顯示優良之端面性狀。

比較例之Sn含量未達0.05%之鋼a33、a34、a39、a40、a42、a44~a48、a50~a52，Cr之含量未達15%之鋼a38、a39、a49，S之含量超過0.01%之鋼a37，P超過0.04%之鋼a36，及B超過0.0050%之鋼a43係耐蝕性不良。

γp未達60之鋼a39、a46雖耐蝕性良好，但有摩耗之劣化，耐候性不良。

C未達0.020%之鋼a32，及Cr超過18%、Sn0%、硬度未達200HV之鋼a39係耐蝕性不良，進而有摩耗之劣化，耐候性不良。

γp超過95，或C超過0.20%之鋼a33、a41、a49、a50、a52，及Cu超過2%之鋼a45係過度硬質化，材質不良。

鋼a35因Mn超過2%，故於多相化退火時產生光澤不均，係不良。

鋼a41因Ni超過2.5%，故成本面亦不適當。

鋼a44因N超過0.09%，故氣泡系之缺陷顯現於表面，為不良。

鋼a47因Al超過0.1%，故產生介在物系之缺陷，為不良。

實施例2

將表7、8所示成分組成之各種不鏽鋼以真空熔解爐熔製，於1160℃加熱1小時後，藉由熱軋成為板厚3.0mm之熱軋鋼帶，放入760℃之捲取再現爐後進行爐冷。熱軋板退火係於800℃進行4小時之均熱後，以25℃/hr冷卻至350℃後空冷。

進而，酸洗之後，藉由冷軋成為板厚0.5mm之冷軋鋼帶。對該冷軋鋼帶實施表9、10所示條件之藉由連續退火爐之多相化退火及調質軋延，對一部分實施時效處理。

表7之鋼B1~B31係滿足本發明所規定之組成之不鏽鋼，表8之鋼b32~b52係比較例。鋼b49相當於SUS410，鋼b50相當於SUS429J1，鋼b51相當於SUS430，鋼b52相當於SUS431。

就所得之鋼板進行與實施例1同樣之評價。於表11、12顯示其結果。

藉由對本發明所規定之成分範圍之冷軋鋼帶實施多相化退火，確認可獲得耐蝕性、耐氣性、材質優良之材料。

進而，熱軋板之寬度端部之邊緣裂紋極少，顯示優良之端面性狀。

比較例之Sn之添加量未達0.05%之鋼b32~b34、b39、b40、b42、b44~b52，Cr未達15%之鋼b38、b49，S超過0.01之鋼b37，P超過0.04%之鋼b36，及B超過0.0050%之鋼b43，耐蝕性係不良。

γp未達60之鋼b39、b46雖耐蝕性良好，但有摩耗之劣化，耐候性不良。

C未達0.020%且Sn為0%之鋼b32，及Cr超過18%、Sn為0%，硬度為200HV之鋼b39，耐蝕性不良，進而有摩耗之劣化，耐候性不良。

γp超過95、或C超過0.20%之鋼b33、b41、b49、b50、b52，Cu超過2%之鋼b45，係過度硬質化，材質不良。

鋼b35因Mn超過2%，故於多相化退火時產生光澤不均，係不良。

鋼b41因Ni超過2.5%，故成本面亦不適當。

鋼b44因N超過0.09%，故氣泡系之缺陷表示於表面，係不良。

鋼b47因Al超過0.1%，故產生介在物系之缺陷，係不良。

產業上之可利用性

根據本發明，因為可低價地提供一種尤其使麻田散鐵相之耐蝕性提升，可不會改變相平衡地以17Cr基底達成相當於18~19Cr鋼之耐蝕性，耐屋外之嚴酷腐蝕、摩耗環境，鏡面光澤長期間不會降低且高強度之多相組織不鏽鋼，可適用於太陽光或家庭用照明機器之反射板、鏡子、機械、電氣、電子機器等各種元件之素材，故產業上之可利用性大。

Claims

一種多相組織不鏽鋼鋼板，其特徵在於包含以質量%計：C：0.02~0.20%，Si：0.10~1.0%，Mn：0.20~2.0%，P：0.040%以下，S：0.010%以下，Cr：15.0~18.0%，Ni：0.5~2.5%，Sn：0.05~0.30，及N：0.010~0.10%，且由下述(a)式定義之γ p位於60~95之範圍內，剩餘部份由Fe及不可避免的雜質所構成；該多相組織不鏽鋼鋼板具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織；且維氏硬度係200HV以上；γ p=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb-52Al+189…(a)(但，(a)式中未包含之元素係以0計算)。
一種多相組織不鏽鋼鋼帶，其特徵在於包含以質量%計：C：0.02~0.20%，Si：0.10~1.0%，Mn：0.20~2.0%，P：0.040%以下， S：0.010%以下，Cr：15.0~18.0%，Ni：0.5~2.5%，Sn：0.05~0.30，及N：0.010~0.10%，且由下述(a)式定義之γ p位於60~95之範圍內，剩餘部份由Fe及不可，避免的雜質所構成；該多相組織不鏽鋼鋼帶具有肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織；且維氏硬度係200HV以上；γ p=420C+470N+23Ni+7Mn+9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb-52Al+189…(a)(但，(a)式中未包含之元素係以0計算)。
如申請專利範圍第1項之多相組織不鏽鋼鋼板，其進一步包含以下之1種或2種以上(以質量%計)：B：0.0003~0.0050%，Cu：0.30~2.0%，Mo：0.30~2.0%，及Al：0.01~0.1%。
如申請專利範圍第2項之多相組織不鏽鋼鋼帶，其進一步包含以下之1種或2種以上(以質量%計)：B：0.0003~0.0050%，Cu：0.30~2.0%，Mo：0.30~2.0%，及 Al：0.01~0.1%。
一種多相組織不鏽鋼鋼板之製造方法，其特徵在於：係將冷軋不鏽鋼鋼板藉由加熱至肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域之850~1100℃，並實施冷卻之多相化退火，而使沃斯田鐵相進行麻田散鐵變態，並於室溫下成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織，且，前述冷軋不鏽鋼鋼板係具有如申請專利範圍第1或3項之多相組織不鏽鋼鋼板之組成。
一種多相組織不鏽鋼鋼帶之製造方法，其特徵在於：係將冷軋不鏽鋼鋼帶藉由加熱至肥粒鐵及沃斯田鐵之二相域之850~1100℃，並實施冷卻之多相化退火，而使沃斯田鐵相進行麻田散鐵變態，並於室溫下成為肥粒鐵及麻田散鐵之多相組織，且，前述冷軋不鏽鋼鋼帶係具有如申請專利範圍第2或4項之多相組織不鏽鋼鋼帶之組成。
如申請專利範圍第5項之多相組織不鏽鋼鋼板之製造方法，其中前述多相化退火中之冷卻係以冷卻速度20℃/s以上，冷卻至550℃以下之溫度進行冷卻。
如申請專利範圍第6項之多相組織不鏽鋼鋼帶之製造方法，其中前述多相化退火中之冷卻係以冷卻速度20℃/s以上，冷卻至550℃以下之溫度進行冷卻。
如申請專利範圍第5或7項之多相組織不鏽鋼鋼板之製造方法，其進一步於前述多相化退火之後，實施調質軋延及/或時效處理。
如申請專利範圍第6或8項之多相組織不鏽鋼鋼帶之製造方法，其進一步於前述多相化退火之後，實施調質軋延及/或時效處理。