TWI507547B - Low - strength toughness of the fat iron - Ma Tian San iron 2 - phase stainless steel and its manufacturing method - Google Patents

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Description

低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法
本發明係關於頗適用在寒冷地運送煤炭、油類等的貨車車體用途材料之較佳低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法。
隨世界性鐵路鋪設距離的增加，利用鐵路進行貨物輸送的輸送量正逐年增加中。在該鐵路貨物輸送時係使用諸如鐵路貨車(rail wagon)、貨櫃之類的貨車，就其材料近年係使用肥粒鐵系不銹鋼。
但是，諸如歐亞大陸的內陸部等，在冬季時亦會達-30℃以下的寒冷地，因為肥粒鐵系不銹鋼的低溫韌性不足，因而會有無法適用的問題。特別係就運送油類等液體的貨車車體用途材料，要求優異低溫韌性。
鐵路貨車用的不銹鋼例如專利文獻1有揭示：在熔接熱影響部形成麻田散鐵相，俾提升熔接部的耐蝕性，又規定FFV值而抑制表面缺陷產生的不銹鋼。但是，該不銹鋼的低溫韌性嫌不足。
就具有優異韌性的不銹鋼板例如專利文獻2有揭示：彎曲性優異的高強度高韌性不銹鋼板。該高強度高韌性不銹鋼板係藉由將MnS系夾雜物粒子的軋延方向長度設為3μm以下，且將上述MnS系夾雜物粒子的軋延方向長度與其直角方向長度的比設為3.0以下，而改善彎曲性。但是，專利文獻2所記載的發明，就貨車車體用途材料 而言，會有所需求的耐蝕性(特別係熔接部耐蝕性)嫌不足，且亦會有低溫下的韌性嫌不足之情況。
專利文獻3有揭示：經抑制δ肥粒鐵生成的韌性優異之厚壁麻田散鐵系不銹鋼。但是，因為該不銹鋼的強度過高，因而為能適用於鐵路貨物用的鐵路貨車、貨櫃之沖壓加工較為困難。又，專利文獻3所記載的不銹鋼亦會有低溫韌性不足的情況。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2012-12702號公報
專利文獻2：日本專利特開平11-302791號公報
專利文獻3：日本專利特開昭61-136661號公報
依如上述，該等專利文獻所揭示的不銹鋼，因為低溫韌性不足，因而無法適用於在寒冷地運送油類等液體貨物的材料。又，上述專利文獻所揭示的不銹鋼會有未具有貨車車體用途材料所要求耐蝕性、加工性的情況。
本發明係有鑑於該實情而完成，目的在於提供：具有對貨車車體用途材料所要求的耐蝕性、加工性，且低溫韌性優異的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法。
本發明者等為解決上述問題，針對會對低溫韌性構成影響的組織與成分等影響進行深入鑽研。
會對低溫韌性構成影響之組織的評價方法，已知有使用表示結晶粒徑與低溫韌性相關性之Hall-Petch公式的方法。根據該公式，延性脆性轉移溫度會與結晶粒徑的-1/2次方成比例降低。即，結晶粒徑越細，則低溫韌性越提升。本發明者等根據此項發現，針對能使不銹鋼的結晶粒徑變細的成分及製造方法進行探討。圖1所示係本發明成分範圍內的不銹鋼之麻田散鐵相分率(依體積%表示的麻田散鐵相含有量)與平均結晶粒徑之關係。發現當麻田散鐵相分率為5%~95%時，平均結晶粒粒徑會變小。藉此，透過將平均結晶粒徑最小化，便可提升低溫韌性。另外，平均結晶粒徑的測定方法係如實施例所記載。
麻田散鐵相分率係可利用Cr當量(Cr+1.5×Si)與Ni當量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)的調整及退火溫度調整而進行控制。利用該等參數的調整，可獲得平均結晶粒徑較細的低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
再者，本發明針對低溫下成為破壞起點的因子進行檢討，得知TiN等粗大夾雜物會成為破壞的起點。圖2所示係以TiN為破壞起點的破斷面例子。以TiN為中心形成河流圖案(river pattern)，可確認到發生以TiN為破壞起點的脆性破壞。TiN的生成量及大小若在滿足本發明成分組成等條件的範圍內，便可利用Ti含有量的控制進行調整。圖3所示係本發明成分範圍及麻田散鐵相分率下，Ti含有量對低溫韌性構成的影響。可確認到Ti含有量越少，則低溫韌性越提升。隨Ti含有量的減少，TiN生成量亦會減少，而減少破壞起點，因而判斷將會提升低溫韌性。
根據以上的發現遂完成本發明。即，本發明主旨係如下述構成。
(1)一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，係依質量%計含有：C：0.005~0.030%、N：0.005~0.030%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.01~0.15%、Cr：10.0~13.0%、Ni：0.3~5.0%、V：0.005~0.10%、Nb：0.05~0.4%、Ti：0.1%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下述不等式(I)及(II)，具有由肥粒鐵相與麻田散鐵相的2相構成之鋼組織，且上述麻田散鐵相的含有量依體積%計係5%~95%。
10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I)
1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II)
其中，上述不等式(I)中的Cr、Si、及上述不等式(II)中的C、N、Ni及Mn係指各元素的含有量(質量%)。
(2)如(1)所記載的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，依質量%計含有：Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、W：1.0%以下、Co：0.5%以下中之1種或2種以上。
(3)如(1)或(2)所記載的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，依質量%計含有：Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
(4)一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，係(1)~(3)項中任一項所記載的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，其特徵在於：將鋼胚加熱至1100~1300℃溫度後，於超過900℃的溫度域中，施行包括有至少1軋道(pass)以上的軋縮率達30%以上軋延的熱粗軋之熱軋，再依700~900℃溫度施行1小時以上的退火。
根據本發明，可獲得對在寒冷地運送煤炭、油類等的貨 車車體用途材料所要求的耐蝕性與加工性，且低溫韌性優異的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法。根據本發明的材料低溫韌性優異，結果亦可獲得熔接部的低溫韌性提升效果。
再者，根據本發明，可廉價且高效率地製造具有優異性質的上述肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
圖1係麻田散鐵相分率對平均結晶粒徑構成的影響圖。
圖2係以TiN為破壞起點的破斷面圖。
圖3係Ti含有量對低溫韌性構成的影響圖。
圖4係利用EPMA(electron probe microanalyzer，電子微探分析儀)進行的熱軋鋼板之元素分佈測定例圖。
以下針對本發明實施形態進行詳細說明。另外，本發明並不僅侷限於以下實施形態。
首先，針對本發明肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼(本說明書中亦稱「不銹鋼」)的成分組成進行說明。以下各成分的說明中，表示各元素含有量的「%」在無特別記載的前提下係指「質量%」。
C：0.005~0.030%、N：0.005~0.030%
C及N係屬於沃斯田鐵安定化元素。若C及N的含有量增加，會有本發明不銹鋼中的麻田散鐵相分率增加之傾向。依此，C及N係對麻田散鐵相分率的調整屬有用的元素。此項效果係在C含有量及N含有量均達0.005%以上才能獲得。但是，C及N亦係屬於會使麻田散鐵 相的韌性降低之元素。因而，C含有量及N含有量均設在0.030%以下較為恰當。所以，C及N的含有量均設定為0.005~0.030%範圍。更佳係係均為0.008~0.020%範圍。
Si：0.05~1.00%
Si係屬於當作脫氧劑用的元素。為能獲得此項效果必需將Si含有量設定為0.05%以上。又，因為Si係屬於肥粒鐵安定化元素，因而隨Si含有量增加，會有麻田散鐵相分率減少的傾向。所以，Si係屬於麻田散鐵相分率調整的有用元素。另一方面，若含有量超過1.00%，則肥粒鐵相會變脆、韌性降低。所以，Si含有量設定為0.05~1.00%範圍。更佳係0.11~0.40%。
Mn：0.05~2.5%
Mn係屬於沃斯田鐵安定化元素，若含有量增加，則不銹鋼中的麻田散鐵相分率會增加。此項效果係藉由Mn含有量達0.05%以上才能獲得。但是，即便本發明不銹鋼含有超過2.5%量的Mn，但因含有該Mn而獲得的上述效果已達，反會導致韌性降低，甚至製造步驟中的脫銹皮性會降低，導致對表面性狀造成不良影響。所以，Mn含有量設定為0.05~2.5%範圍。更佳係0.11~2.0%範圍。
P：0.04%以下
P係就從熱加工性的觀點最好較少。本發明中，P含有量容許的上限值係0.04%。更佳的上限值係0.035%。
S：0.02%以下
S係就從熱加工性及耐蝕性的觀點最好較少。本發明中，S含有量的容許上限值係0.02%。更佳上限值係0.005%。
Al：0.01~0.15%
Al一般係供脫氧的有用元素。此項效果係藉由Al含有量設定為0.01%以上才能獲得。另一方面，若含有量超過0.15%，會生成大型的Al系夾雜物，導致成為表面缺陷的原因。所以，Al含有量設定為0.01~0.15%範圍。更佳係0.03~0.14%範圍。
Cr：10.0~13.0%
Cr係為形成鈍化皮膜而確保耐蝕性的必要元素。為能獲得此項效果必需含有Cr達10.0%以上。又，Cr係屬於肥粒鐵安定化元素，供調整麻田散鐵相分率的有用元素。但是，若Cr含有量超過13.0%，則不僅不銹鋼的製造成本上升，亦較難獲得充分的麻田散鐵相分率。所以，Cr含有量設定為10.0~13.0%範圍。更佳係10.5~12.5%。
Ni：0.3~5.0%
Ni係與Mn同樣均屬於沃斯田鐵安定化元素，麻田散鐵相分率調整的有用元素。此項效果係藉由Ni含有量達0.3%以上才能獲得。但是，若Ni含有量超過5.0%，則麻田散鐵相分率的控制較為困難，韌性降低。所以，Ni含有量設定為0.3~5.0%範圍。更佳係1.0~3.0%範圍。更佳係1.2~2.7%範圍。
V：0.005~0.10%
V係屬於會生成氮化物，而抑制麻田散鐵相之韌性降低的元素。此項效果係藉由V含有量達0.005%以上才能獲得。但是，若V含有量超過0.10%，則在熔接部回火色正下方會有V濃縮導致耐蝕性降低。所以，V含有量設定為0.005~0.10%。更佳係0.01~0.06%。
Nb：0.05~0.4%
Nb會使鋼中的C、N作為Nb的碳化物、氮化物或氮碳化物而析出固定，具有抑制Cr之氮碳化物等生成的效果。Nb係屬於提升耐蝕性(特別係熔接部的耐蝕性)的元素。該等效果係藉由Nb含有量達0.05%以上才能獲得。另一方面，若Nb含有量超過0.4%，則熱加工性降低、熱軋的負荷增加，甚至熱軋鋼板的再結晶溫度提升，導致在成為適當沃斯田鐵相分率的溫度下之退火趨於困難。所以，Nb含有量設定為0.05~0.4%。更佳係0.10~0.30%。
Ti：0.1%以下
Ti係與Nb同樣藉由使將鋼中的C及N作為Ti的碳化物、氮化物或氮碳化物析出而固定，具有抑制Cr的氮碳化物等生成之效果。本發明者等得知因其中粗大的TiN會成為破壞起點導致低溫韌性降低。使該粗大的TiN減少，俾減少破壞起點之事，係屬於本發明的重要特徵之一。藉此，即便相同平均結晶粒徑的肥粒鐵-麻田散鐵組織，仍可獲得低溫韌性更優異的不銹鋼。特別係若Ti含有量超過0.1%，因TiN造成的韌性降低趨於明顯。所以，Ti含有量設為0.1%以下。更佳係0.04%以下、特佳係0.02%以下。對本發明而言，因為Ti越少越好，因而下 限係0%。
本發明的不銹鋼係含有以上的成分，其餘係Fe及不可避免的雜質。不可避免的雜質具體例係可例如Zn：0.03%以下、Sn：0.3%以下。
再者，本發明的不銹鋼係除上述成分之外，更進一步尚可依質量%計含有：Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、W：1.0%以下、Co：0.5%以下中之1種或2種以上。
Cu：1.0%以下
Cu係提升耐蝕性的元素，特別係降低間隙腐蝕的元素。所以，當本發明的不銹鋼使用於要求高耐蝕性用途的情況，最好含有Cu。但是，若Cu含有量超過1.0%，則熱加工性會降低。又，因為高溫下的沃斯田鐵相會增加，導致麻田散鐵相分率的控制趨於困難，因而較難獲得優異的低溫韌性。所以，當使本發明不銹鋼含有Cu的情況，上限設定為1.0%。又，為能充分發揮耐蝕性提升效果，Cu含有量較佳設為0.3%以上。更佳的Cu含有量範圍係0.3~0.5%。
Mo：1.0%以下
Mo係屬於提升耐蝕性的元素。所以，當要求高耐蝕性的用途有使用本發明不銹鋼的情況，不銹鋼最好含有Mo。但是，若Mo含有量超過1.0%，則冷軋時的加工性會降低，且熱軋時會發生表皮粗糙，導致表面品質極端降低。所以，當使本發明不銹鋼含有Mo的情況，含有量上限較佳係設為1.0%。又，為能使充分發揮耐蝕性提升的效果，使Mo含有達0.03%以上係屬有效。更佳的Mo含有量範圍係0.10~0.80%。
W：1.0%以下
W係使耐蝕性提升的元素。所以，當要求高耐蝕性的用途有使用本發明不銹鋼的情況，不銹鋼最好含有W。此項效果係藉由W含有量達0.01%以上才能獲得。但是，若W含有量過剩，則強度上升，導致製造性降低。所以，W含有量設定在1.0%以下。
Co：0.5%以下
Co係提升韌性的元素。所以，當特別要求高韌性的用途有使用本發明不銹鋼的情況，不銹鋼最好含有Co。此項效果係藉由Co含有量達0.01%以上才能獲得。但是，但是若Co含有量過剩，則製造性會降低。所以，Co含有量設定在0.5%以下。
再者，本發明的不銹鋼係除上述成分之外，尚亦可依質量%計含有：Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
Ca：0.01%以下
Ca係屬於抑制因連續鑄造時際容易發生的Ti系夾雜物析出，而造成噴嘴阻塞的元素。此項效果係藉由Ca含有量達0.0001%以上便可獲得。但是，若Ca過剩含有，便會生成屬於水溶性夾雜物的CaS，導致耐蝕性降低。所以，Ca含有量較佳係在0.01%以下。
B：0.01%以下
B係改善二次加工脆性的元素，為能獲得此項效果，便將B含有 量設定為0.0001%以上。但是，若B過剩含有，則會引發因固溶強化而造成的延展性降低。所以，B含有量設定在0.01%以下。
Mg：0.01%以下
Mg係提升鋼胚的等軸晶率，而對加工性提升具貢獻的元素。此項效果係藉由Mg含有量達0.0001%以上便可獲得。但是，若Mg過剩含有，則鋼的表面性狀會惡化。所以，Mg含有量設定在0.01%以下。
REM：0.05%以下
REM係提升耐氧化性，俾抑制氧化銹皮形成的元素。就從抑制氧化銹皮形成的觀點，REM中特別係La及Ce的使用較為有效。此項效果係藉由REM含有量達0.0001%以上才能獲得。但是，若REM過剩含有，則酸洗性等製造性會降低，且會導致製造成本增加。所以，REM含有量設定在0.05%以下。
接著，針對本發明肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼的鋼組織進行說明。另外，表示鋼組織中各相含有量的「%」係指「體積%」。
麻田散鐵相含有量依體積率計5~95%
本發明的不銹鋼係藉由含有麻田散鐵相而使結晶粒細微化，俾提升低溫韌性。如圖1所示，若麻田散鐵相的含有量依體積率計未滿5%或超過95%，則平均結晶粒徑會超過10.0μm，導致無法期待利用結晶粒細微化造成的韌性提升。所以，麻田散鐵相含有量依體積率計設定為5~95%。更佳係15~90%、特佳係30~80%。若麻田散鐵相含有量為30~80%，便如圖1所示，平均結晶粒徑變為非常小，可實現低溫韌性 大幅提升。
本發明係利用結晶粒細微化而提升低溫韌性的發明。結晶粒的細微化手法在本發明中係利用退火而逆變態為沃斯田鐵相的方法。此方法係經熱軋後對屬於肥粒鐵相與麻田散鐵相的組織，藉由依適當溫度條件施行退火，而使麻田散鐵相其中一部分變態為沃斯田鐵相，俾將結晶粒予以細微化的手法。利用退火變態為沃斯田鐵相的組織在退火後的冷卻過程中，會再度變態為麻田散鐵相，更進一步生成細微的結晶粒。此處重點在於退火溫度、與在該溫度下的沃斯田鐵相分率(依體積%計表示獨沃斯田鐵相含有量)。若退火溫度下的沃斯田鐵相分率過小，則引發逆變態的量會變少，導致結晶粒的細微化效果不足。若在退火溫度下的沃斯田鐵相分率過大，則經逆變態後會導致沃斯田鐵相進行粒成長，造成無法獲得細微的結晶粒。所以，在利用逆變態施行結晶粒細微化時，要求退火溫度下的適度沃斯田鐵相分率。所謂「適度的沃斯田鐵相分率」，因為退火溫度下的沃斯田鐵相分率可認為便係冷卻後的麻田散鐵相分率，所以係5~95%。
10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I)
2.0≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II)
既定退火溫度的沃斯田鐵相分率係可利用所謂的Cr當量及Ni當量進行調整。退火溫度下的沃斯田鐵相因為在退火後的冷卻過程中會變態為麻田散鐵相，因而藉由調整退火溫度下的沃斯田鐵相分率，便可調整不銹鋼的麻田散鐵相分率。本發明係決定使用Cr當量的(I)式、及使用Ni當量的(II)式，而規定各自的範圍。其中，若使用Cr當量的(I)式未滿10.5，則會因為Cr當量過少，導致較難將Ni當量調整為使 在既定退火溫度下的沃斯田鐵相分率成為適當範圍。另一方面，若(I)式超過13.5%，則Cr當量過多，即便增加Ni當量，但仍較難依既定的退火溫度獲得適當的沃斯田鐵相分率。所以，(I)式設為10.5以上、且13.5以下。更佳係11.0以上、且12.5以下。使用Ni當量的(II)式亦同樣，若未滿2.0，則會因為Ni當量過少，導致較難依既定的退火溫度獲得沃斯田鐵相，若超過6.0，則較難獲得適當的沃斯田鐵相分率。所以，(II)式係設為2.0以上、且6.0以下。更佳係2.5以上、且5.0以下。
肥粒鐵相含有量依體積率計5~95%
本發明的不銹鋼中，肥粒鐵相含有量依體積率計係5~95%。若肥粒鐵相含有量依體積率計達5%以上，則在退火過程可獲得將結晶粒予以細微化的效果，且能提升加工性，所以可使為成形為貨車車體的沖壓加工較為容易。又，若肥粒鐵相含有量依體積率計在95%以下，則在退火過程可獲得將結晶粒予以細微化的效果，且會增加麻田散鐵相而提升強度，因而能獲得貨車所必要的強度，故屬較佳。
如上述，本發明不銹鋼的鋼組織係由肥粒鐵及麻田散鐵的2相構成，在不致損及本發明效果的範圍內，亦可含有其他相。其他相係可例如沃斯田鐵相及σ相等。其他相的含有量合計若依體積率計在10%以下，便可認為不會危及本發明效果。
其次，針對本發明不銹鋼的製造方法進行說明。
能依高效率製造本發明不銹鋼的方法建議有如：將熔製上述成分組成的鋼利用連續鑄造等形成鋼胚後，再將該鋼胚形成熱軋鋼捲，經對其施行退火後，施行脫銹皮(珠粒噴擊、及酸洗等)，而形成 不銹鋼的方法。具體係如以下詳細說明。
首先，將經調整為本發明成分組成的熔鋼，利用轉爐或電爐等通常使用的公知熔製爐進行熔製，接著利用諸如真空脫氣(RH(Ruhrstahl-Heraeus)法)、VOD(Vacuum Oxygen Decarburization，真空吹氧脫碳)法、AOD(Argon Oxygen Decarburization，氬-氧脫碳)法等公知精煉方法施行精煉，接著利用連續鑄造法或鑄錠-塊料法形成鋼胚(鋼素材)。就從生產性及品質的觀點，鑄造法較佳係連續鑄造。又，鋼胚厚度係為能確保後述熱粗軋中的軋縮率，最好設為100mm以上。更佳範圍係200mm以上。
其次，將鋼胚加熱至1100~1300℃溫度後，施行熱軋而形成熱軋鋼板。鋼胚加熱溫度係為能防止熱軋鋼板出現表皮粗糙，越高越好。但是，若鋼胚加熱溫度超過1300℃，則因潛變變形造成的鋼胚形狀變化趨於明顯，導致製造較為困難，此外結晶粒會粗大化，導致熱軋鋼板的韌性降低。另一方面，若鋼胚加熱溫度未滿1100℃，則熱軋下的負荷會提高，導致熱軋下的表皮粗糙趨於明顯，且熱軋過程中的再結晶不足，導致熱軋鋼板的韌性降低。
熱軋時的熱粗軋步驟最好在超過900℃的溫度域中，由至少1軋道以上施行軋達30%以上的軋延。藉由該強力縮率軋延，鋼板的結晶粒便被細微化，而提升韌性。經熱粗軋後，依照常法施行精軋。
將利用熱軋所製造板厚2.0~8.0mm左右的熱軋鋼板，依700~900℃溫度施行退火。然後，亦可施行酸洗。若熱軋鋼板的退火溫度未滿700℃，則再結晶不足，不易引發從麻田散鐵相逆變態為沃斯田鐵相，且其量亦會變少，因而無法獲得足夠的低溫韌性。另一方面， 若熱軋鋼板的退火溫度超過900℃，則經退火後會成為沃斯田鐵單相，導致結晶粒的粗大化明顯，造成韌性降低。熱軋鋼板的退火最好利用所謂的閉箱退火保持1小時以上。
本發明不銹鋼的熔接係可使用例如：以TIG熔接、MIG熔接為首等電弧焊接；縫焊、點焊接等電阻熔接；雷射焊接等通常的熔接方法均可適用，其低溫韌性亦優異。
[實施例1]
在實驗室中真空熔製具有表1所示成分組成的不銹鋼。所熔製的鋼塊加熱至1200℃，藉由在超過900℃的溫度域，施行至少1軋道以上的軋縮率達30%以上之軋延的熱軋，便形成厚度5mm的熱軋鋼板。所獲得熱軋鋼板經依780℃施行10小時退火後，施行珠粒噴擊及酸洗而除去銹皮。該退火條件係依本發明例沃斯田鐵相分率成為5~95%範圍的方式選擇。
從經除去銹皮的上述熱軋鋼板，依20mm×10mm形狀採取L截面(平行於軋延方向的垂直剖面)，利用王水顯現出組織並觀察。從所觀察到的組織利用切斷法測定各試體材料的平均結晶粒徑。平均結晶粒徑的測定方法具體係如下述。使用光學顯微鏡，依100倍的倍率顯現出組織，並依5視野拍撮截面。在所拍撮照片中劃入縱橫各5條的線段，線段的合計長度除以該線段交叉於結晶晶界的數量，設為「平均結晶粒徑」。結晶粒徑的測定時，就肥粒鐵結晶粒、麻田散鐵結晶粒並無特別區分。各平均結晶粒徑係如表2所示。
再者，使用EPMA測定L截面的Ni及Cr之元素分佈。測定例係如圖4所示。Ni濃化(照片中看到蒼白)、Cr減少(照片中看到黑暗)的地方判斷係麻田散鐵相。因為熱軋前的加熱溫度及退火溫度在沃斯田鐵相的區域中，使沃斯田鐵相安定化的元素(例如Ni、Mn等)會濃化，而使肥粒鐵相安定化的元素(例如Cr等)會減少，因而在沃斯田鐵相與肥粒鐵相會出現數個元素濃度差異。在退火溫度下，沃斯田鐵相的區域會因後續的冷卻而變相為麻田散鐵相，因而麻田散鐵相中的Ni會濃化、Cr會減少。所以，利用EPMA確認到Ni濃化與Cr減少的區域便判斷為麻田散鐵相。使用由EPMA所測定的Ni濃度分佈，利用影像處理測定蒼白區域面積，便求得麻田散鐵相分率。結果如表1所示。發現有(II)式中的30×(C+N)+Ni+0.5×Mn越大，則麻田散鐵相分率越大的傾向。
再者，使用光學顯微鏡在400μm四方中觀察10視野的組織。從所觀察的組織中將一邊長度達1μm以上的立方體形狀夾雜物判斷為TiN，計數其個數，並計算每1mm2 的TiN個數。結果如表2所示。本發明例中，一邊達1μm以上的TiN密度係70個/mm2 以下。更 佳係40個/mm2 以下。
從經除去銹皮的熱軋鋼板，分別製作3條C方向(軋延方向的垂直方向)夏比試驗片，於-50℃下施行夏比試驗。夏比試驗片係設定為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長)的小尺寸試驗片(subsize test piece)。針對每個試體材料施行3次試驗，求取平均吸收能量。所求得吸收能量係如表2所示。本發明例均達25J以上的吸收能量，得知低溫韌性良好。相對於此，就比較例而言，因為No.27係Ti、No.28係Mn、No.29係Cr、No.30係Ni、No.31係C與N、No.36係Nb與V分別逾越本發明範圍外，因而低溫韌性均較低於25J。又，比較例的No.32~No.35因為式(I)或式(II)逾越本發明範圍外，因而低溫韌性低於25J。
從經除去銹皮的熱軋鋼板，採取60mm×80mm試驗片，利用防水膠帶被覆背面及端部5mm，施行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度設為5%NaCl、試驗溫度設為35℃、試驗時間設為24h。經施行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，在所拍攝照片上，將有發生生銹的部分轉換為黑，將沒有發生生銹的部分轉換為白，利用影像處理測定腐蝕面積率。所求得腐蝕面積率如表2所示。將腐蝕面積率在15%以下者評為具有良好耐蝕性。本發明例的No.1~No.26均呈耐蝕性良好。比較例中，Mn逾越本發明範圍外的No.28、C、N逾越本發明範圍外的No.31、Nb與V逾越本發明範圍外的No.36均呈耐蝕性不良。
從經除去銹皮的熱軋鋼板採取平行於軋延方向的JIS5號拉伸試驗片，施行拉伸試驗，評價加工性。所獲得的伸長值如表2所示。將伸長達15.0%以上者評為具有良好加工性。本發明例的No.1~No.26均呈加工性良好。比較例中，Ni逾越本發明範圍外的 No.30、C、N逾越本發明範圍外的No.31、式(II)逾越本發明範圍外的No.35、Nb與V逾越本發明範圍外的No.36呈加工性不良。
由以上結果可確認到根據本發明能獲得低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
[實施例2]
真空熔製具有表3所示成分組成且厚度250mm的鋼胚。將所熔製的鋼胚經加熱至1200℃後，利用9軋道的熱軋形成厚度5mm的熱軋鋼板。熱軋條件如表4所示。對所獲得熱軋鋼板依表4所示條件施行退火後，再施行珠粒噴擊及酸洗而除去銹皮。
從經除去銹皮的上述熱軋鋼板，依20mm×10mm形狀採取L截面(平行於軋延方向的垂直剖面)，利用王水顯現出組織並觀察。從所觀察到的組織利用切斷法測定各試體材料的平均結晶粒徑。各平均結晶粒徑係如表4所示。
再者，使用EPMA測定L截面(平行於軋延方向的垂直剖面)之Ni元素分佈。Ni濃化處判斷為麻田散鐵，利用影像處理求取麻田散鐵相分率。結果如表4所示。
再者，使用光學顯微鏡在400μm四方中觀察10視野的組織。從所觀察的組織中將一邊長度達1μm以上的立方體形狀夾雜物判斷為TiN，計數其個數，並計算每1mm2 的TiN個數。結果如表4所示。
從經除去銹皮的熱軋鋼板，分別製作3條C方向(軋延方向的垂直方向)夏比試驗片，於-50℃下施行夏比試驗。夏比試驗片係設定為5mm(厚)×55mm(寬)×10mm(長)的小尺寸試驗片。針對每個試體材料施行3次試驗，求取平均吸收能量。所求得吸收能量係如表4所示。本發明例均達25J以上的吸收能量，得知低溫韌性良好。比較例 的No.D、No.E因為超過900℃的最大軋縮率在30%以下，因而即便900℃以下的最大軋縮率達30%以上，但平均結晶粒徑仍較大，-50℃吸收能量成為25J以下。比較例的No.F因為退火溫度較低，因而麻田散鐵相分率未滿5%，-50℃吸收能量成為25J以下。比較例的No.J因為退火溫度偏高，因而麻田散鐵相分率超過95%，-50℃吸收能量成為25J以下。比較例的No.K因為退火時間未滿1小時，利用退火進行的變態‧再結晶不足。所以，麻田散鐵相分率及平均結晶粒徑均無法測定。結果，No.K的-50℃吸收能量在25J以下。
從經除去銹皮的熱軋鋼板，採取60mm×80mm試驗片，利用防水膠帶被覆背面及端部5mm，施行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度設為5%NaCl、試驗溫度設為35℃、試驗時間設為24h。經施行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，在所拍攝照片上，將有發生生銹的部分轉換為黑，將沒有發生生銹的部分轉換為白，利用影像處理測定腐蝕面積率。所求得腐蝕面積率如表4所示。將腐蝕面積率在15%以下者評為具有良好耐蝕性。本發明例均呈耐蝕性良好。比較例中，退火溫度偏高的No.J、與退火不足的No.K呈耐蝕性不佳。
從經除去銹皮的熱軋鋼板採取平行於軋延方向的JIS5號拉伸試驗片，施行拉伸試驗，評價加工性。所獲得的伸長值如表4所示。將伸長達15.0%以上者評為具有良好加工性。本發明例均呈加工性良好。比較例中，麻田散鐵相分率偏高的No.J、與退火不足的No.K呈加工性不佳。
由以上結果可確認到根據本發明能獲得低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
(產業上之可利用性)
根據本發明可獲得能依廉價且高效率生產，頗適用於在寒冷地運送煤炭、油類等的貨車車體用途材料之低溫韌性優異的肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法。所獲得不銹鋼的熔接部低溫韌性亦優異。

Claims (4)

  1. 一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵為，依質量%計含有：C：0.005~0.030%、N：0.005~0.030%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.01~0.15%、Cr：10.0~13.0%、Ni：0.3~5.0%、V：0.005~0.10%、Nb：0.05~0.4%、Ti：0.1%以下，其餘由Fe及不可避免的雜質構成；其滿足下述不等式(I)及(II)，具有由肥粒鐵相與麻田散鐵相的2相構成之鋼組織，且上述麻田散鐵相的含有量依體積%計係5%~95%；10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I) 1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II)其中，上述不等式(I)中的Cr、Si、及上述不等式(II)中的C、N、Ni及Mn係指各元素的含有量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，依質量%計含有：Cu：1.0%以下、Mo：1.0%以下、W：1.0%以下及Co：0.5%以下中之1種或2種以上。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，依質量%計含有：Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
  4. 一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，係申請專利範圍第1至3項中任一項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼的製造方法，其特徵在於：將鋼胚加熱至1100~1300℃溫度後，於超過900℃的溫度域中，施行包括有至少1軋道(pass)以上的軋縮率達30%以上軋延的熱粗軋之熱軋，再依700~900℃溫度施行1小時以上的退火。
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