TWI518188B - Ｃｕ－Ｓｎ共存鋼及其製造方法 - Google Patents

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Description

Cu-Sn共存鋼及其製造方法
本發明關於含Cu及Sn的耐蝕性厚板用低合金鋼(Cu-Sn共存鋼)及其製造方法。本發明特別關於不存在表面龜裂或表面瑕疵，而且軋製為厚板時亦不會產生表面龜裂或表面瑕疵的鋼及其製造方法。
Cu及Sn均為廢鐵中的雜質元素，就提升鋼之耐蝕性之元素觀點而言為有益者。但是，Cu成為鋼之熱加工時產生龜裂，即所謂紅熱脆化(以下亦稱Cu引起的紅熱脆化為「Cu脆化」)之原因，Sn助長Cu脆化乃習知者。因此，製造含Cu與Sn雙方的鋼材時，表面龜裂或表面瑕疵之抑制成為最大之課題。
專利文獻1揭示含Cu與Sn雙方的耐海洋氣候佳的鋼材及使用其之構造物。但是，該文獻中未論及熱成型中扁胚之表面脆化或連續鑄造時的表面瑕疵之防止。
專利文獻2揭示含Cu與Sn雙方，熱加工製造時不會產生表面瑕疵的熱軋鋼。又，於該文獻揭示，在 含Cu鋼添加Ni可以防止Cu引起的鋼表面之龜裂，但是除Cu以外另含Sn的鋼則會降低Ni之龜裂防止效果。另外，該文獻雖基於Ni之資源少亦導致高成本，而在不添加Ni之情況下提供優質的表面性狀之熱軋鋼為目的，但針對Cu及Sn與Ni共存時之效果並未充分記載。
專利文獻3揭示之技術，係將耐蝕性低合金鋼中之成分比Cu/Sn之值及(Cu+Ni)/Sn之值設為特定範圍而連續鑄造，可以防止表面瑕疵之產生的目的。
專利文獻2及專利文獻3揭示的鋼，均為Sn之含有率為Cu之含有率之2倍以上的低合金鋼。該等文獻揭示的鋼，質量%的成分比Cu/Sn之值(以下稱為「Cu/Sn比」)的上限為0.5，又，Cu/Sn比太高時會產生表面龜裂，因此難以依據提高Cu/Sn比來提升耐蝕性等特性。
非專利文獻1列舉以下之a及b事項，說明Cu及Sn對於表面熱脆性(液體脆化)造成的熱加工龜裂之影響。
a. 加熱至1000℃以上的鋼材，會因大氣氧化而於其表面生成銹皮(scale)。Cu含有率為約0.3質量%的鋼時，母相的主成分(亦即Fe)被選擇性氧化，Cu在鋼材表層部會變濃。此時，融點較Fe低的Cu，以液相而析出於鋼材表層部，其侵入晶界而造成液膜脆化。
b. Cu、Sn及Ni均較母相之主成分(亦即Fe)更難氧化，亦即，較Fe為更貴(noble metal)的金屬元 素。和該等元素之中僅含Cu的鋼(Cu：0.3質量%)比較，該等元素之中含Cu及Sn的鋼(Cu：0.3質量%，Sn：0.04質量%)，其鋼材之表面龜裂更為顯著。另外，該等元素之中僅含Sn的鋼(Sn：0.04質量%)則無表面龜裂產生。
非專利文獻1亦針對Ni抑制Cu或Sn引起的脆化的效果進行檢討。依據該文獻，在抑制上述僅含Cu的鋼之脆化，只需添加0.15質量%之Ni即可，但是抑制上述含Cu及Sn的鋼之脆化，則需要添加0.3質量%之Ni。
如上述說明，非專利文獻1中僅記載著：對於上述僅含Cu的鋼之脆化之抑制，Sn及Ni會產生影響，以及上述僅含Sn的鋼未產生脆化。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2004-360063號公報
[專利文獻2]日本特開平6-256904號公報
[專利文獻3]日本特開2011-42859號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]國重和俊及其他3名，「銅或錫引起的表面熱脆性之抑制方法」、材料與製程，社團法人日本 鐵鋼協會，2000年，第13卷，第6號，p.1080-1083
本發明有鑑於該等問題(亦即，製造含Cu及Sn的鋼時，Cu脆化引起而產生的表面龜裂或表面瑕疵)，目的在於提供即使進行熱軋亦可以維持良好表面品質的Cu-Sn共存鋼及其製造方法。
為解決上述課題，本發明人選擇的低合金鋼，係含Cu及Sn，成為耐蝕性良好的厚板材料。具體言之，以質量%計為含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、Cu：0.20~1.50%、Sn：0.06~0.50%的Cu-Sn共存鋼。依據該成分組成，可以滿足作為厚板材料之機械特性之同時，可以獲得良好的耐蝕性。為提升耐蝕性，該鋼較佳為滿足Cu/Sn比(質量比)為1.0~8.0。但是，該鋼，基於Cu與Sn共存之故，Cu脆化變得顯著容易產生。
因此，上述Cu-Sn共存鋼之中，本發明人對於可抑制伴隨Fe之選擇性氧化所產生的Cu脆化之成分組成進行檢討。該檢討中，不僅對Cu及Sn，亦著眼於共存合金元素之影響，並且針對扁胚之冷卻過程中扁胚表面氧化時所形成的內部氧化層進行。
內部氧化層，係在母相之Fe被氧化的前階段，由較Fe為卑(base metal)的合金元素被氧化而產生的預氧化層，於上述Cu-Sn共存鋼，係Si與Mn之微細氧化物(SiO2、MnO、及SiMnO(矽酸錳)為主成分)分散之層。該內部氧化層之氧化物中之Al2O3含有率，目前至多也未滿3質量%。
經由檢討結果獲知以下見解，於上述Cu-Sn共存鋼之熔鋼中，添加Al與Ni，調整熔鋼之成分組成以使Si、Mn、Cu、Sn、Al、及Ni之含有率滿足特定之條件，進而在扁胚之冷卻過程中使扁胚表面氧化形成內部氧化層，使在該內部氧化層內生成的複合氧化物中含有Al2O3，如此則可抑制伴隨Cu脆化的表面龜裂之產生。Al及Ni係具有提高鋼中之Cu固溶率之效果的元素。另外，Al或Ni單獨含有時，在表面龜裂產生之抑制上無法獲得大的效果。Al與Ni之添加條件之檢討內容如後述。
本發明係依據該見解而成者，其要旨在於下述之Cu-Sn共存鋼之製造方法，及該製造方法製造的Cu-Sn共存鋼。
一種Cu-Sn共存鋼之製造方法，在連續鑄造熔鋼而製造Cu-Sn共存鋼時，該熔鋼為化學組成以質量%計含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Cu：0.20~1.50%、及Sn：0.06~0.50%，另外含有Al：0.06~1.00%及Ni：0.05~1.00%，殘餘部分為Fe及雜質所構成者，係調 整上述熔鋼之成分組成以滿足下述(1)~(3)式所示之條件，在扁胚之冷卻過程中藉由氧化扁胚表面來形成內部氧化層，並使生成於該內部氧化層內的複合氧化物中含有Al2O3；[Al]/(3[Si]+[Mn])≧0.050…(1)
[Ni]/([Cu]+5[Sn])≧0.10…(2)
[Al]/[Ni]≧0.20…(3)
其中，[Al]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、及[Sn]分別為熔鋼中Al、Si、Mn、Ni、Cu、及Sn之含有率(質量%)。
本發明的Cu-Sn共存鋼之製造方法中，生成於上述內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之含有率，以質量%計較佳為15~40%。又，調整上述熔鋼之成分組成，以滿足下述(4)式所示之條件，亦即Cu/Sn比較佳為1.0~8.0。
1.0≦[Cu]/[Sn]≦8.0…(4)
以下說明中，鋼及複合氧化物之成分組成的「質量%」，亦有單純標記為「%」。又，以下說明中，「鋼材」係包含鑄造的扁胚，及對扁胚實施軋製等之加工獲得的加工品。
以下說明中，「氧化物中之Al」，係意味著作為氧化物之構成元素之一的Al。因此，除單質之Al2O3中之Al以外，亦包含複合氧化物中之Al，例如含有Al、Si、及Mn的氧化物中之Al。
又，本發明中「複合氧化物中之Al2O3之含有 率」，係指複合氧化物假設為由Al2O3、SiO2、及MnO構成時的Al2O3之含有率。實際之複合氧化物包含三元系以上之複雜組成之氧化物，算出該複合氧化物中之Al2O3之含有率乃困難者。其中，複合氧化物中之O含有率，係和Al、Si、及Mn之各金屬元素之含有率及各金屬元素的價數之化學計量比有關。因此，假設複合氧化物由Al2O3與SiO2與MnO構成，來算出該複合氧化物中之Al2O3之含有率。具體的算出方法如後述。
依據本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法，可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚。
又，本發明之Cu-Sn共存鋼，不存在表面龜裂或表面瑕疵，即使於後段步驟之熱軋時亦不會發生表面龜裂。因此，以本發明之Cu-Sn共存鋼作為素材使用，可製造表面品質良好的鋼材。
S1、S2‧‧‧Cu-Sn共存鋼之製造方法
S11、S21‧‧‧熔鋼成分組成調整步驟
S12、S22‧‧‧內部氧化層形成步驟
10‧‧‧Cu-Sn共存鋼
[圖1]本發明之一實施形態相關的Cu-Sn共存鋼之製造方法之說明用流程圖。
[圖2]本發明之一實施形態相關的Cu-Sn共存鋼之製造方法之另一形態例說明用流程圖。
[圖3]本發明之一實施形態相關的Cu-Sn共存鋼說明用之圖。
[實施發明之的最佳形態]
以下說明為完成本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法而進行檢討之內容，及鋼之成分組成如上述規定之理由。又，數值範圍標記為「A~B」，係意味著「A以上B以下」。於該標記中僅對數值B賦予單位時，該單位亦適用於數值A。
1. 用以完成本發明之檢討內容
1-1. 添加元素之檢討
本來，含Cu鋼之中Cu引起的紅熱脆化(Cu脆化)，可考量為Cu液相滲透至母相(亦即Fe)之沃斯田鐵相(austenite phase)之晶界，使晶界脆弱化而產生。Cu液相之析出，在1100℃附近之溫度(例如1050~1150℃左右之溫度區域)容易發生。
Cu液相，係基於Cu之融點較Fe低，在鋼之主成分(亦即Fe)被選擇性氧化時，較Fe為貴的Cu會局部性變濃，Cu濃度係超出母相(亦即Fe)之沃斯田鐵相中之固溶限而產生。亦即，高溫下Fe中的Cu之固溶限乃顯現Cu脆化的重要因素之一。
為抑制Cu脆化，需要抑制Cu液相之析出與 聚集。因此，抑制紅熱脆化的方法，可考量藉由合金元素之添加來擴大Fe中的Cu固溶限。
鋼通常使用的合金元素之中，與Cu共存之同時，能擴大Fe中的Cu之固溶限者極為有限。本發明人以計算狀態圖檢討各種合金元素，結果發現實用上可添加於鋼使用的元素僅Ni(鎳)及Al(鋁)。
1-2. 各元素之效果之檢討
Ni，係和Cu同樣，較Fe為貴的元素。Ni可擴大Fe中的Cu之固溶限並使Cu之融點上升，因此可抑制Cu脆化。因此，通常於含Cu鋼添加Ni以防止鋼材之龜裂之產生。
於本發明，鋼中與Cu共存的Sn，係和Cu同樣，為較Fe貴的元素。Sn，係縮小Cu對Fe之固溶限，並使Cu之融點下降，因而助長Cu脆化。因此鋼中Cu與Sn共存時，龜裂敏感性變得極大，即使單獨添加Ni亦難以完全防止龜裂之產生。
抑制Cu脆化的方法，可採取防止低融點液相形成之對策，亦即可考量限制Sn之含有率的對策。Sn之添加，會降低Cu之融點而助長Cu脆化，因此欲使Cu與Sn共存於鋼中之同時，不產生表面龜裂而製造扁胚乃困難者。
另外，和Cu及Ni不同，Al係較Fe為卑的元素。Al具有提高Cu對Fe之固溶限的作用。但是，鋼 被氧化時，係較Fe先行被選擇性氧化。因此，通常對於Cu脆化，Al係無效者。
上述和Cu脆化相關的現象，係和鋼之選擇性氧化行為呈對應。亦即，較Fe為卑的合金元素係較母相先行氧化，接著母相之Fe氧化，較Fe為貴的合金元素被濃縮於母相中。
於此，著眼於選擇性氧化時之Ni與Al，針對Cu-Sn共存鋼中Cu脆化行為進行調査。調査所使用的Cu-Sn共存鋼，係適合厚板構造材料之組成，其含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、Cu：0.20~1.50%、及Sn：0.06~0.50%，殘餘部分由Fe及雜質構成。該Cu-Sn共存鋼，除縱向龜裂敏感性高的C含有率以外，基於Cu與Sn共存致使Cu脆化變得顯著，而成為龜裂敏感性極高的材料。本發明人對該Cu-Sn共存鋼調査之結果獲得以下之見解。
1-2-1. Ni之效果
於上述Cu-Sn共存鋼，添加Ni使Ni含有率成為0.1~0.5%，設定Al含有率為0.05%以下時，鋼材之表層部會氧化而形成銹皮。因該銹皮而產生以下之a~d之效果。
a. 銹皮與鋼材表層部之母相間的界面之形狀呈凹凸化。該界面之凹凸化具有抑制液相朝界面之聚集作用，因此析出的Cu液相被朝銹皮中排斥，有助於抑制Cu 脆化之產生。
b. Fe中的Cu之固溶限擴大，Cu液相之析出量減少。又，Ni固溶於Cu中，致使析出的Cu液相之融點上昇。
c. 鋼材表層部之母相之Fe全體之氧化進行被抑制。於鋼材表層部Ni會變濃，產生FeNi合金相。於鋼材表層部Fe中的Ni濃度變高時，Fe中的O之固溶率變高致使Fe之氧化變難，同時，鋼材表層部之母相中內部氧化層之形成亦被抑制。
d. 析出於鋼材表層部的Cu液相、或形成於鋼材表層部的FeNi合金相，會抑制鋼材表層部之合金相所形成部分之內側之氧化，同時抑制內部氧化層之成長。但是，由於鋼材表層部之合金相之厚度不均勻，而使其內側之內部氧化層之厚度變得不均勻。
1-2-2. Al之效果
於上述Cu-Sn共存鋼，添加Al使Al含有率成為0.1~0.5%，設定Ni含有率成為未滿0.05%時，鋼材之表層部亦產生氧化形成銹皮。因為Al而產生以下之e及f之效果。
e. Fe中的Cu之固溶限被擴大。但是，Al係較Fe為卑的元素，因此鋼材氧化時，比起母相之主成分(亦即Fe)，Al會被先行選擇性氧化。因此就抑制Cu液相之析出之效果而言，Al比Ni更小。
f. 於鋼材之表層附近，因選擇性氧化而促進內部氧化層之形成。在不含Al的一般的鋼材中，比起主成分(亦即Fe)為卑的Si及Mn會先行被選擇性氧化，因此於鋼材表層部，首先形成Si及Mn之氧化物，富含Si與Mn的複合氧化物粒子被分散於內部氧化層中，緊接著形成Fe之氧化物(銹皮)。另外，Al係和Mn及Si同樣，較Fe更容易被氧化，因此含Al的鋼材中，而促進伴隨選擇性氧化的內部氧化層之形成。又，富含Si及Mn的氧化物與富含Al的氧化物則分別獨立產生，較不含Al的一般的鋼材，內部氧化層成為分散有更多氧化物粒子者。內部氧化層中之氧化物粒子，係因表層之氧化進行使鋼材中之O變高超出溶解限，而由固相析出者，因此極為微細。於析出過程之初期階段亦可能存在0.1μm以下之微細徑之粒子，通常0.2μm以上粒徑之氧化物粒子可以藉由光學顯微鏡或電子顯微鏡容易觀察。鋼材之表層中於20~200μm厚度之內部氧化層，分散有大略具0.2~1.0μm範圍之粒徑的氧化物粒子。可被觀察的0.2μm以上之氧化物粒子之分散個數密度在10萬~120萬個/mm2左右。
1-2-3. 併用Ni與Al之效果
由上述可以獲知，於Cu-Sn共存鋼添加Ni或Al時，對母相之Fe之選擇性氧化行為有影響，但是Ni或Al之一方不足時，抑制伴隨Cu液相的Cu脆化之效果則會變少。
本發明人之後經由重複檢討之結果發現，藉由併用Ni與Al，並設定適當之含有率，可以獲得以下g~j之效果，可抑制Cu脆化。
g. 銹皮與鋼材表層部之母相間的界面之形狀呈凹凸化。
h. Fe中的Cu之固溶限被擴大。
i. 於鋼材表層部之Cu液相及FeNi合金相之內側，形成厚度均勻的內部氧化層。
j. 鋼材表層之合金相之內側亦容易產生內部氧化層之氧化物粒子，Cu液相容易被排斥至銹皮中。
該等效果之中，g及h係由上述Ni之作用產生者。藉由併用Ni與Al，則除該等效果以外可以獲得i及j之效果。依據該等效果，於Cu-Sn共存鋼將Ni與Al設為適當的含有率，可抑制Cu脆化，並防止表面龜裂之產生。又，銹皮與鋼材表層部之母相間的界面之凹凸之深度(凸部與凹部之起伏)，例如為20~100μm左右，凹凸之間隔(相鄰的凸部與凸部間之間隔)，例如為20~50μm左右。
2. 本發明之Cu-Sn共存鋼之成分組成及其限定之理由
本發明之Cu-Sn共存鋼，係依據以上檢討結果獲得者，含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Cu：0.20~1.50%、Sn：0.06~0.50%、Al：0.06~1.00%、及Ni：0.05~ 1.00%，殘餘部分由Fe及雜質構成的成分組成。本發明中雜質例如有H、N、O、Mg、Ca、Sr、As、Se、Sb、Te。又，Fe之一部分可由其他合金成分取代。本發明中其他合金成分之例可為B、Ti、Zr、V、Nb、Cr、Mo、W。
C：0.04~0.20%
C為具有提高材料強度效果的元素。為獲得該效果而將C含有量設為0.04%以上。另外，C含有量超過0.20%時韌性會降低，同時溶接龜裂敏感性會變高。因此，C含有量設為0.04~0.20%。
Si：0.05~1.00%
Si為對脫氧為有效的元素。為獲得該效果而將Si含有量設為0.05%以上。又，Si含有量超過1.00%時韌性有可能降低。因此，Si含有量設為0.05~1.00%。
Mn：0.20~2.50%
Mn為具有提高材料強度效果的元素。為獲得該效果而將Mn含有量設為0.20%以上。又，Mn含有量超過2.50%時韌性有可能降低。因此，Mn含有量設為0.20~2.50%。
P：0.05%以下
P為鋼材中不可避免而含有的雜質元素，較少較佳。 P含有量超過0.05%時，熱成型之龜裂敏感性會變高。因此，P含有量設為0.05%以下，越少越好。P之上限較佳為0.03%。
S：0.02%以下
S為鋼材中不可避免而含有的雜質元素，較少較佳。S含有量超過0.02時，熱成型之龜裂敏感性會變高。又，成為鋼材之腐蝕起點的MnS夾雜物之量變多會損及耐蝕性。因此，S含有量設為0.02%以下，越少越好。S之上限較佳為0.010%。
Cu：0.20~1.50%
Cu為具有提高鋼之耐蝕性效果的元素。為獲得該效果而將Cu含有量設為0.20%以上。另外，鋼材中之Cu存在過剩時，於鋼之製造步驟中，伴隨高溫氧化的熱成型步驟中，例如在連續鑄造步驟及熱軋步驟中，會產生紅熱脆化，而於鋼材之表面產生龜裂或瑕疵。因此Cu含有量設為1.50%以下。
Sn：0.06~0.50%
Sn為具有提高鋼之耐蝕性效果的元素。為獲得該效果而將Sn含有量設為0.06%以上。另外，Sn含有量超過0.50%時，耐蝕性會呈飽和。又，於含Cu的鋼中含有Sn時，蝕耐蝕性雖可提升，但會助長紅熱脆化，製造步驟中 容易產生表面瑕疵。因此Sn含有量設為0.50%以下。
2-1. Al與Ni的含有率之限定理由
Al：0.06~1.00%
Al本來為鋼之脫氧使用的元素，本發明中為抑制Cu脆化而使含有。但是，Al含有率未滿0.06%則無法獲得充分的脆化抑制效果。另外，超過1.00%時，在扁胚之冷卻過程中形成的內部氧化層內所產生的Al2O3含有率則會變得過剩，損及脆化抑制之效果。因此，本發明中Al含有率設為0.06~1.00%。該Al含有率為酸可溶Al之含有率。
Ni：0.05~1.00%
Ni，係擴大Fe中的Cu之固溶限，同時使銹皮與鋼材表層部之母相間的界面呈凹凸化，促進析出的Cu液相朝銹皮側之排斥的元素。又，係於鋼材之表層部形成FeNi合金相，抑制母相之氧化進行的元素。但是，Ni含有率未滿0.05%則無法獲得充分的脆化抑制效果。又，Ni含有率超過1.00%時不僅不利於成本面，鋼材表層部之選擇性氧化時容易形成FeNi合金相，而抑制合金相內的內部氧化層之成長，助長晶界氧化之進行。因此，本發明中Ni含有率設為0.05~1.00%。
2-2. 成分比之規定理由
本發明中進一步調整而使熔鋼之成分組成滿足下述 (1)~(3)式之關係。
K1=[Al]/(3[Si]+[Mn])≧0.050…(1)
K2=[Ni]/([Cu]+5[Sn])≧0.10…(2)
K3=[Al]/[Ni]≧0.20…(3)
其中，[Al]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、及[Sn]分別表示熔鋼中Al、Si、Mn、Ni、Cu、及Sn之含有率(質量%)。
又，較佳為調整使熔鋼之成分組成滿足下述(4)式之關係。
1.0≦[Cu]/[Sn]≦8.0…(4)
該等式，係本發明人針對合金元素對鋼材表面中銹皮之形成、銹皮與鋼材表層部之母相間的界面之形狀、及內部氧化層之形成之影響，檢討包含Cu、Sn、Al、Ni、Si、及Mn之相互作用之結果而發現者。藉由滿足該等式，可抑制Cu脆化。以下，說明上述(1)~(4)式之規定理由。
(1)K1=[Al]/(3[Si]+[Mn])≧0.050
K1係以Al、Si、及Mn之含有率表示之值，係影響內部氧化層之形成的值。Al、Si、及Mn均為較Fe為卑的元素，鋼材之氧化進行時，較Fe先行被氧化，而於鋼材表層部產生多數微細的氧化物粒子。藉由該等元素之氧化物粒子所形成者為內部氧化層。
生成於內部氧化層內的氧化物，係由Al、Si、Mn、及O構成的複合氧化物。各個複合氧化物之組 成大類分為：以SiO2及MnO為主成分而含有未滿10%之Al2O3的Si-Mn系；以SiO2及Al2O3為主成分而含有未滿20%之MnO的Si-Al系；以Al2O3及MnO為主成分而含有未滿10%之SiO2的Al-Mn系等。Al2O3之含有率係內部氧化層內之複合氧化物中之總量，較佳為設為15%以上、40%以下。
Al含有率較低的一般鋼，於大氣中保持於高溫時，鋼材之母相內部會形成含有以SiO2及MnO為主成分，且Al2O3之含有率至高亦未滿3%的內部氧化層。另外，Al含有率高時，Al之還原力變高，而於一部分形成含Al2O3的內部氧化層。
K1之值未滿0.050時，內部氧化層內之氧化物以SiMn氧化物為主。又，在部份析出的Cu液相之內側，氧並未充分擴散，未和Si及Mn起反應，因此未成長內部氧化層，而使內部氧化層之厚度變得不均勻。其結果，鋼材之晶界中之氧化(晶界氧化)顯著進行，析出的Cu液相之對晶界之浸潤亦變得容易，而引起Cu脆化。
另外，和未滿0.050時比較，K1之值在0.050以上時Al2O3之形成變得容易，即使在析出的Cu液相之內側亦會成長內部氧化層，而形成厚度均勻的內部氧化層。其結果，Cu脆化被抑制。
K1之值在2.0以下較佳。K1之值超過2.0時，於內部氧化層之內部會形成過剩的Al2O3。特別在沿著鋼材之晶界會成長構成鋼材的各元素之氧化物，反而助 長鋼材之氧化，析出的Cu液相之對晶界之浸潤亦變得容易，而引起Cu脆化。
(2)K2=[Ni]/([Cu]+5[Sn])≧0.10
K2係以Ni、Cu、及Sn之含有率表示之值，係對鋼材之氧化進行時之Fe之選擇性氧化行為有影響之值。
K2之值未滿0.10時，Cu液相容易形成並析出。另外，銹皮與鋼材表層部之母相間的界面之形狀不會呈凹凸化，而為平滑。因此，析出的Cu液相聚集於界面，鋼材之龜裂敏感性會變高。
K2之值較佳在1.2以下。K2之值太大時效果呈現飽和，因此成本面而言較不好。
(3)K3=[Al]/[Ni]≧0.20
K3係Al與Ni之含有率之比，係對形成的內部氧化層之厚度之均勻性有影響之值。
K3之值未滿0.20時，因形成於鋼材之表層部的FeNi合金相，其內側之氧化會被抑制，其結果，內部氧化層之厚度變得不均勻。內部氧化層之厚度不均勻時，沿著鋼材之晶界，會促進構成鋼材的各元素之氧化物之成長，同時析出的Cu液相之對晶界之浸潤亦變得容易，因而引起Cu脆化。
K3之值較佳在2.0以下。K3之值超過2.0時，於內部氧化層之內部會形成過剩的Al2O3。特別在沿 著鋼材之晶界會成長構成鋼材的各元素之氧化物，而助長鋼材之氧化，析出的Cu液相之對晶界之浸潤亦變得容易，而引起Cu脆化。
(4)生成於內部氧化層中的複合氧化物中之Al2O3之含有率：15~40%
生成於內部氧化層中的複合氧化物中之Al2O3之含有率，較佳設為15~40%。複合氧化物中之Al2O3之含有率未滿15%時，內部氧化層之厚度會產生不均勻。此係隨著表層部之氧化(銹皮之成長)而內部氧化同時進行，部分地Ni會變濃，而形成FeNi合金相。該FeNi合金相幾乎不進行內部氧化，其結果，使內部氧化層之厚度變得不均勻。未進行內部氧化之區域，係以在晶粒內之氧化被抑制之狀態下而僅晶界氧化顯著地進行，此乃成為龜裂之起點。又，晶界氧化顯著地進行的晶界，Cu液相之浸潤亦變得容易，而引起Cu脆化。此外，即使是FeNi合金相，只要使生成Al2O3，內部氧化層之厚度則會變得均勻。其結果，可抑制Cu脆化。此時之複合氧化物中之Al2O3之含有率為15%以上。
另外，當Al量變得更高時，複合氧化物中之Al2O3之含有率會變高。然後，當Al2O3之含有率為40質量%以上時，由於硬質而成為熱加工時之瑕疵產生之原因。因此，生成於內部氧化層中的複合氧化物中之Al2O3之含有率較佳設為40%以下。
生成於內部氧化層中的複合氧化物中之Al2O3之含有率，可藉由例如經下述1)~7)之順序而得到。
1)從鋼材採取觀察試樣，使用掃瞄型電子顯微鏡(SEM)觀察表層部(縱斷面)。
2)以背向散射電子影像觀察組成差，並選擇氧化物。其中，背向散射電子影像為越重的元素其亮度越高。氧化物之形成元素O、Al、Si、及Mn，均較Fe為輕，因而氧化物較Fe母相為以低亮度所觀察，並可判別。
3)以能量分散型X射線檢測器(EDS)評估氧化物之組成。此時，關於氧化物區域，係以原子數比(原子數濃度)來評估組成。
4)從藉由原子數濃度而得的組成的構成元素，求得除去輕元素C、O、及母相之主成分Fe後的金屬元素的原子數濃度比率(求得作為複合氧化物之主要構成元素的Al、Si、Mn之比率)。
5)考量氧化物形成之價數並換算成構成氧化物。由Al2O3、SiO2及MnO之分別之分子量為(Al2O3(AlO1.5)：50.98，SiO2：60.10，MnO：70.94)，換算成重量濃度。
6)算出複合氧化物中之Al2O3含有量。
7)以至少對於10個以上的複合夾雜物進行以上之步驟，並求得其平均值。
(5)1.0≦[Cu]/[Sn]≦8.0
[Cu]/[Sn]係Cu與Sn之含有率之比，亦即上述Cu/Sn 比。藉由將Cu/Sn比設為1.0~8.0，即使是氯化物環境、氧化性環境等嚴苛之環境下，亦可得到充分的耐蝕性。
當[Cu]/[Sn]未滿1.0時，會成為富含Sn之鋼，而無法得到作為目的之Cu-Sn共存鋼之耐蝕性能。另外，當[Cu]/[Sn]超過8.0時，會成為富含Cu之鋼，即所謂含Cu之鋼，而無法得到作為目的之Cu-Sn共存鋼之耐蝕性能。因此，本發明為將Cu/Sn比設為1.0~8.0。
3. 本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法
本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法，係在使用上述成分組成之熔鋼而連續鑄造扁胚時，調整熔鋼之成分組成以滿足上述(1)~(3)式所示之條件，在扁胚之冷卻過程中氧化扁胚表面來形成內部氧化層，並使生成於該內部氧化層內的複合氧化物中使生成Al2O3之方法。藉此，可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚。
圖1為說明本發明之一實施形態相關的Cu-Sn共存鋼之製造方法S1(以下有稱為「製造方法S1」之情形)之流程圖。如圖1所示般，製造方法S1為依序具有：熔鋼成分組成調整步驟S11(以下有記載為「S11」之情形)、與內部氧化層形成步驟S12(以下有記載為「S12」之情形)。熔鋼成分組成調整步驟S11，係在使用上述成分組成之熔鋼而連續鑄造扁胚時，調整熔鋼之成分組成以滿足上述(1)~(3)式所示之條件之步驟。S11 中的熔鋼之成分組成之調整，係在精鍊階段添加合金來進行。內部氧化層形成步驟S12，係將成分組成已在S11經調整的熔鋼冷卻，並將藉此所獲得的扁胚在冷卻過程中以氧化扁胚表面來形成內部氧化層之步驟。在製造方法S1，係使生成於以S12所形成的內部氧化層內的複合氧化物中含有Al2O3。在製造方法S1中，生成於以S12所形成的內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之含有率，以質量%計較佳為15~40%。
又，本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法中，熔鋼成分組成調整步驟，係較佳調整熔鋼之成分組成以滿足上述(1)~(3)式所示之條件，及以滿足上述(4)式所示之條件之步驟。圖2為說明該形態相關的Cu-Sn共存鋼之製造方法S2(以下有稱為「製造方法S2」之情形)之流程圖。如圖2所示般，製造方法S2為依序具有：熔鋼成分組成調整步驟S21(以下有記載為「S21」之情形)、與內部氧化層形成步驟S22(以下有記載為「S22」之情形)。熔鋼成分組成調整步驟S21，係在使用上述成分組成之熔鋼而連續鑄造扁胚時，調整熔鋼之成分組成以滿足上述(1)~(4)式所示之條件之步驟。S21中的熔鋼之成分組成之調整，係在精鍊階段添加合金來進行。內部氧化層形成步驟S22，係將成分組成已在S21經調整的熔鋼冷卻，並將藉此所獲得的扁胚在冷卻過程中以氧化扁胚表面來形成內部氧化層之步驟。在製造方法S2，係使生成於以S22所形成的內部氧化層內的複合氧化物中含有 Al2O3。在製造方法S2中，生成於以S22所形成的內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之含有率，以質量%計較佳為15~40%。
依據該方法，可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚。又，以該方法所製造的扁胚，不存在表面龜裂或表面瑕疵，即使於後段步驟之熱軋時亦不會發生表面龜裂。因此，以本發明之Cu-Sn共存鋼作為素材使用，可製造表面品質良好的鋼材。
即使將上述成分組成，及滿足上述(1)~(3)式或上述(1)~(4)式的熔鋼澆鑄至有底鑄模中來製造鑄塊(ingot)，藉由分塊、並將用以熱軋而加熱後的鑄塊在冷卻過程中使扁胚表面氧化而形成內部氧化層，使Al2O3產生於生成於該內部氧化層內的複合氧化物中，亦可抑制加熱及冷卻時之Cu脆化。
4. 本發明之Cu-Sn共存鋼
圖3為本發明之一實施形態相關的Cu-Sn共存鋼說明用之圖。圖3中所示Cu-Sn共存鋼10，係以上述製造方法S1所製造的扁胚。依據製造方法S1，可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚(Cu-Sn共存鋼10)。因此，Cu-Sn共存鋼10，係伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的鋼材。又，雖圖3中為表示使用製造方法S1 所製造的扁胚，但是本發明之Cu-Sn共存鋼亦可使用製造方法S2製造。依據製造方法S2，亦可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚。
[實施例]
為了確認本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法之效果，以進行下述之預備試驗及主試驗並評估其結果。
1. 預備試驗
1-1. 試驗方法
將具有表1中所示No.1~22之成分組成之Cu-Sn共存鋼，以真空溶解爐熔融製造，得到50kg之鑄塊。同表中，Al之含有率，係以酸可溶Al之含有率表示。將獲得的鑄塊予以鍛造，對該鍛造品進行加熱及壓延，而得到試驗鋼材。各試驗鋼材，係以在1100℃之大氣氛圍之電氣爐內保持15分鐘，使表面氧化並生成銹皮後，放冷至室溫。
No.1~12為成分組成及K1~K3之值滿足本發明之規定之參考例。No.13~16為K1~K3之值之中至少一個為不滿足本發明之規定之比較例；No.17為成分組成為不滿足本發明之規定之比較例。又，No.18及No.20為成分組成為不滿足本發明之規定之比較例；No.19為成分組成及K2之值為不滿足本發明之規定之比較例；No.21為K1之值為不滿足本發明之規定之比較例；No.22為K3之值為不滿足本發明之規定之比較例。
1-2. 評估方法
各試驗鋼材為以龜裂敏感性來評估。龜裂敏感性之評估，係使用光學顯微鏡對於放冷後之試驗鋼材之表層部之斷面進行組織觀察，以及藉由使用SEM/EDS進行組織觀察及元素分析。
光學顯微鏡為觀察銹皮、內部氧化層、試驗鋼材之母相、以及析出物之形態及顏色。SEM/EDS為對於析出物之形態及組成進行觀察及分析。在選擇性氧化為進行的溫度域，會產生以Cu為主成分的液相(Cu液相)。
所觀察的析出物之形態，若於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之間有膜狀聚集物，且於試驗鋼材之晶界為以線狀擴展時，即判斷該析出物曾經為液相之可能性為高。又，析出物之組成分析之結果，若析出物以較Fe為低融點的Cu及Sn作為主成分時，亦即，Cu或 Sn之含有量為高，若視為純的Cu或Sn的低融點合金相時，即判斷該析出物以作為液相而析出。
評估項目設為以下之a~d。
a. 試驗鋼材之表層部之Cu液相之析出狀態。係由於若有Cu液相之析出時，鋼材容易脆化之故。一旦液相析出時，具有聚集成膜狀之性質，可從析出形態來判定為液相析出或固相析出。若析出形態為粒狀且未滿1μm的微細狀時，可判斷為Cu之固相析出，亦即，未有液膜脆化者。於此，若以膜狀析出時，則判斷龜裂敏感性為大。
b. 銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面形狀之凹凸化之進行狀態。若界面形狀為平滑時，析出的Cu液相容易聚集並脆化，相對地，若界面形狀之凹凸化進行時，析出的Cu液相不會聚集於界面，而併入銹皮中，促進了液相之排斥，因此可抑制Cu脆化。若銹皮與母相之界線形態為大凹凸之形態時，不易脆化。相較於此，若界線為平滑時，Cu液相容易聚集成膜狀。若於銹皮與母相之界線具有50μm以上之起伏時，析出的Cu液相不會聚集於界面，係以併入銹皮中因而未脆化。於此，若銹皮與母相之界線之起伏為50μm時，則判斷龜裂敏感性為大。
c. 內部氧化層之厚度之均勻性之狀態。內部氧化層之厚度不均勻時，於內部氧化層為薄的部分，試驗鋼材之晶界所析出的Cu液相會集中，因而容易脆化。若內部氧化層之厚度不均勻(厚度之最大與最小之差為30μm 以上)時，則判斷龜裂敏感性為大。
d. 有無析出的Cu液相侵入於試驗鋼材之表層部之原γ(沃斯田鐵)相之晶界(1100℃之晶界，以下稱為「原γ晶界」)。由於Cu液相之侵入為鋼材之脆化之證據之故。若於原γ晶界有Cu相之侵入時，其係因Cu液相所造成，即為膜脆化之證據。於此，若於表層γ晶界有Cu相之侵入時，則判斷龜裂敏感性為大。
1-3. 評估結果
總合以上之a~d之評估，來評估龜裂敏感性。表2中，除了作為a~d之各項目及總合評估之龜裂敏感性之評估以外，亦表示生成於內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之比例。表2中，若銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界線具有50μm以上之起伏時，則判斷為「具有凹凸」；若未有該起伏時，則判斷為「平滑」。又，「內部氧化層之厚度」，亦即，厚度之最大與最小之差若未滿30μm時，則判斷為「均勻」；若差為30μm以上時，則判斷為「不均勻」。又，「內部氧化層中所包含的氧化物中之Al2O3之比例」，若為15%以上40%以下時，則判斷為「○」；若為未滿15%或超過40%時，則判斷為「×」。又，表1中所示的No.8的鋼材，其內部氧化層中所包含的複合氧化物中之Al2O3含有量，係任意選擇10個複合氧化物並以EDS進行組成分析的平均值，該平均值為29.3%。
如表2中所示般，參考例之中No.1~10，雖然銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之一部份產生Cu液相之析出，但皆無析出的Cu液相侵入至試驗鋼材之表層部之原γ晶界，龜裂敏感性為低。此係可考量為，銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面為進行凹凸化，而有效地進行析出的Cu液相之排斥，及於銹皮之內側生成均勻厚度之內部氧化層，使得析出的Cu液相未集中於試驗鋼材之原γ晶界所致。
又，參考例之中No.11及12，係銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面皆無Cu液相之析出，龜裂敏感性為低。此係可考量為，由於含有0.06%以上的Al，且滿足K1之條件，而於以內部氧化所生成的複合氧化物中含有特定量之Al2O3所致，或由於含有0.05%以上的Ni，且滿足K2之條件，而抑制了Cu液相之生成，同時於銹皮與母相之界面進行了凹凸化，此外，並滿足K3之條件，而於銹皮之內側生成均勻厚度之內部氧化層所致。
又，參考例均為內部氧化層中所包含的各複合氧化物含有5%以上、未滿90%之Al2O3，複合氧化物所含有的Al2O3之總量(複合氧化物中之Al2O3之含有率)為15%以上、40%以下。
相較於此，比較例之No.13~17，皆於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面生成全面或一部份的Cu液相之析出，由於析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶界，而龜裂敏感性為高。一部份的原γ晶界亦成 為開口龜裂。又，內部氧化層中所包含的氧化物中之Al2O3之比例為未滿15質量%，或超過40質量%。
比較例之中No.14及15，由於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面為平滑，內部氧化層之厚度不均勻，因而考量為聚集於界面的Cu液相集中侵入至原γ晶界。
比較例之中No.13及16，係銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面為進行凹凸化。由於試驗鋼材表層部以一部份高Ni合金化，而未生成內部氧化層，使得內部氧化層之厚度不均勻。高Ni合金化的表層部之晶粒之周圍，原γ晶界進行高度氧化，同時有聚集於界面的Cu液相之侵入。
又，比較例之中No.17，係銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面亦進行凹凸化。雖然生成均勻厚度之內部氧化層，但是多數的晶界上析出過剩的Al2O3，並助長Cu液相之侵入至原γ晶界。
比較例之No.18，由於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之一部份產生Cu液相之析出，析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶界，因而龜裂敏感性為高。又，No.18，係銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面進行凹凸化。由於試驗鋼材表層部以一部份高Ni合金化，而未生成內部氧化層，使得內部氧化層之厚度不均勻。高Ni合金化的表層部之晶粒之周圍，原γ晶界進行高度氧化，同時有聚集於界面的Cu液相之侵入。
比較例之No.19，由於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之全面產生Cu液相之析出，析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶界，因而龜裂敏感性為高。No.19，由於銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面為平滑，因而考量為聚集於界面的Cu液相集中侵入至原γ晶界。
比較例之No.20，係銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面進行凹凸化。鋼材表層部為FeNi合金化並一部份抑制內部氧化層之成長，而產生內部氧化層之厚度不均勻，同時助長晶界氧化。銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之一部份產生Cu液相之析出，析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶界。
比較例之No.21~22，皆為銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之一部份產生Cu液相之析出，析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶界，因而龜裂敏感性為高。又，內部氧化層中所包含的氧化物中之Al2O3之比例為未滿15質量%，或超過40質量%。No.21之內部氧化層之厚度不均勻，該內部氧化層內之氧化物，主要為SiMn氧化物。晶界氧化為顯著進行，析出的Cu液相高度地浸潤晶界並使脆化。No.22之鋼材表層部為FeNi合金化，而部分地抑制該內側之氧化，其結果，內部氧化層之厚度變得不均勻，同時助長晶界氧化。銹皮與試驗鋼材表層部之母相間的界面之一部份產生Cu液相之析出，析出的Cu液相侵入至試驗鋼材表層部之原γ晶 界。
2. 主試驗
接著，依據預備試驗之結果，使用連續鑄造機來進行主試驗。
2-1. 試驗方法
將具有表3中所示No.23及24之成分組成之Cu-Sn共存鋼，以溶解爐熔融製造。No.23為成分組成及K1~K3之值滿足本發明之規定之本發明例。No.24為K1及K3之值為不滿足本發明之規定之比較例。
將已熔融製造的2.5t熔鋼，透過盛鋼桶(ladle)注入至漏斗(tundish)中，以過熱程度為50~70℃之狀態透過浸漬噴嘴，供給至振動的內部水冷式之銅板鑄模內，使用垂直型連續鑄造機以鑄造速度0.8m/min來進行連續鑄造。配置於鑄模內之熔鋼上的保護渣(mould flux)，係使用物性值為凝固溫度1235℃、1300℃之黏度為0.04Pa．s，鹼度(以SiO2之含有率(質量%)除以 CaO之含有率(質量%)為1.8者。
鑄模之下方，以扁胚每1kg為1.7L之比水量，來進行噴霧冷卻，以製作厚度100mm、寬800mm、長3500mm之平板扁胚。將獲得的平板扁胚放冷至室溫。
將放冷的平板扁胚之一部分切斷，並採取進行扁胚表面龜裂之有無之調査用之試片，及熱軋試驗用之鋼材。熱軋試驗為將採取到的鋼材以在大氣中加熱至1100℃後，以壓下率75%來進行壓延。
2-2. 評估方法
評估項目係設為平板扁胚之表面龜裂之有無、與壓延後的鋼材(以下稱為「壓延鋼材」)之表面龜裂之有無。表面龜裂皆以藉由染色探傷(染色滲透探傷檢査)來進行晶界龜裂之有無之調査。
3. 評估結果
本發明例之No.23之平板扁胚及壓延鋼材，皆未有表面龜裂，Cu脆化為被抑制。
另外，比較例之No.24之平板扁胚及壓延鋼材，皆確認到表面龜裂。又，壓延鋼材之端部亦可確認到端部龜裂之產生。
以上就現階段認為最具實踐性且較佳的實施形態，對本發明進行了說明。但本發明不受本說明書中揭示的實施形態的限制，在不悖離從申請專利範圍及整個說 明書中所能讀取的發明的要點或思想的範圍內，可予以適當變更，伴有此種變更的Cu-Sn共存鋼及其製造方法也應當被理解包含在本發明的技術範圍內。
[產業利用性]
依據本發明之Cu-Sn共存鋼之製造方法，可製造伴隨Cu脆化的表面龜裂或表面瑕疵之產生為被抑制、且品質良好的扁胚。
又，本發明之Cu-Sn共存鋼，不存在表面龜裂或表面瑕疵，即使於後段步驟之熱軋時亦不會發生表面龜裂。因此，以本發明之Cu-Sn共存鋼作為素材使用，可製造表面品質良好的鋼材。

Claims (6)

  1. 一種Cu-Sn共存鋼之製造方法，其特徵為：在連續鑄造熔鋼而製造Cu-Sn共存鋼時，該熔鋼為化學組成以質量%計含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Cu：0.20~1.50%、及Sn：0.06~0.50%，另外含有Al：0.06~1.00%及Ni：0.05~1.00%，殘餘部分為Fe及雜質所構成者，調整上述熔鋼之成分組成以滿足下述(1)~(3)式所示之條件，在扁胚之冷卻過程中藉由氧化扁胚表面來形成內部氧化層，並使生成於該內部氧化層內的複合氧化物中含有Al2O3；[Al]/(3[Si]+[Mn])≧0.050…(1) [Ni]/([Cu]+5[Sn])≧0.10…(2) [Al]/[Ni]≧0.20…(3)其中，[Al]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、及[Sn]分別為熔鋼中Al、Si、Mn、Ni、Cu、及Sn之含有率(質量%)。
  2. 如請求項1之Cu-Sn共存鋼之製造方法，其中，生成於上述內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之含有率，以質量%計為15~40%。
  3. 如請求項1或2之Cu-Sn共存鋼之製造方法，其中，調整上述熔鋼之成分組成以滿足下述(4)式所示之條件；1.0≦[Cu]/[Sn]≦8.0…(4)。
  4. 一種Cu-Sn共存鋼，其特徵為：化學組成以質量%計含有C：0.04~0.20%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.20~2.50%、P：0.05%以下、S：0.02%以下、Cu：0.20~1.50%、及Sn：0.06~0.50%，另外含有Al：0.06~1.00%及Ni：0.05~1.00%，殘餘部分為Fe及雜質所構成之Cu-Sn共存鋼；表面具有內部氧化層，前述內部氧化層內的複合氧化物中含有Al2O3。
  5. 如請求項4之Cu-Sn共存鋼，其中，前述內部氧化層內的複合氧化物中之Al2O3之含有率以質量%計為15~40%。
  6. 如請求項4或5之Cu-Sn共存鋼，其中，質量比Cu及Sn之含有比Cu/Sn為1.0~8.0。
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