TWI530572B - Ferrous iron - Ma Tian San iron 2 - phase stainless steel and its manufacturing method - Google Patents

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Saiichi Murata
Mitsuyuki Fujisawa
Genichi Ishibashi
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Description

肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法
本發明係關於一種作為於寒冷地區運送煤或油類等之貨車之車身用途材料較適宜之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。
進而，具有申請專利範圍第4項所記載之特徵之本發明係關於一種作為藉由焊接組裝之構造體之構造材料較適宜的焊接熱影響部之低溫韌性優異之焊接構造材料用之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
利用鐵道之貨物運輸之運輸量隨著世界上鐵道之鋪設距離之增加而逐年增加。該鐵道貨物運輸係使用鐵路貨車(rail wagon)或集裝箱(container)之類之貨車，近年來逐漸使用肥粒鐵系之不銹鋼作為其材料。
然而，於如歐亞大陸之內陸部等般冬季甚至成為-30℃以下之寒冷地區，肥粒鐵系不銹鋼有即由於低溫韌性不充分，故而不適合使用之問題。尤其對於運送油類等液體之貨車之車身用途材料，要求優異之低溫韌性，。
進而，肥粒鐵系不銹鋼有於焊接熱影響部結晶粒粗大化，韌性進一步降低之問題。因此，於寒冷地區，難以將肥粒鐵系不銹鋼應用於藉由焊接而形成構造體之用途。
作為鐵路貨車用之不銹鋼，例如於專利文獻1中揭示有於焊接熱影響部形成麻田散鐵相而提高焊接部之耐蝕性，進而規定FFV值而抑制表面缺陷之產生的不銹鋼。然而，該不銹鋼之低溫韌性不充分。
作為具有優異韌性之不銹鋼板，例如於專利文獻2中揭示有彎曲性優異之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系中介物粒子之軋壓方向之長度設為3μm以下，且將上述MnS系中介物粒子之軋壓方向之長度與其直角方向之長度之比設為3.0以下而改善彎曲性。然而，專利文獻2所記載之發明有作為貨車之車身用途材料所需之耐蝕性不足，尤其是焊接部之耐蝕性，進而低溫下之韌性亦不充分之情形。
專利文獻3中揭示有抑制了δ肥粒鐵之產生的韌性優異之厚壁麻田散鐵系不銹鋼。然而，該不銹鋼由於強度過高，故而難以進行用以應用於鐵道貨物用之鐵路貨車或集裝箱之壓製加工。又，專利文獻3所記載之不銹鋼有低溫韌性亦不足之情形。
又，作為提高了焊接熱影響部之低溫韌性之肥粒鐵系不銹鋼，於專利文獻4中揭示有焊接接頭之韌性優異之肥粒鐵系不銹鋼。該發明係藉由將微細之Mg系氧化物分散於鋼中使其析出而抑制焊接熱影響部之結晶粒之粗大化。
於專利文獻5中揭示有焊接熱影響部之韌性優異之肥粒鐵系不銹鋼。該發明係藉由添加Co而提高焊接部之韌性。
然而，專利文獻4及5所記載之發明在使於甚至成為如-30℃以下之寒冷地區之焊接熱影響部之韌性成為耐使用者方面並不充分。
[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
專利文獻4：日本專利特開2003-3242號公報
專利文獻5：日本專利特開平4-224657號公報
如上所述，該等專利文獻所揭示之不銹鋼由於低溫韌性不充分，故而不適合作為於寒冷地區運送油類等液體之貨車之材料。又，上述專利文獻所揭示之不銹鋼有不具有對貨車之車身用途材料所要求之耐蝕性或加工性之情形。
進而，由於在焊接熱影響部低溫韌性進一步降低，故而不適合使用於藉由焊接而形成構造體之用途。
本發明係鑒於上述情況而完成者，其目的在於提供一種具有對貨車之車身用途材料所要求之耐蝕性或加工性，且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。
又，具有申請專利範圍第4項所記載之特徵之本發明之目的亦在於提供一種具有上述特性，且焊接熱影響部之低溫韌性亦優異之焊接構造材料用之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼及其製造方法。
本發明者等人為了解決上述問題而針對組織或成分等 對低溫韌性所造成之影響進行努力研究。
作為評價組織對低溫韌性所造成之影響之方法，已知有使用表示結晶粒徑與低溫韌性之關聯之Hall-Petch公式之方法。根據該公式，延性脆性轉變溫度與結晶粒徑之-1/2次方成比例地降低。即，結晶粒徑越細，低溫韌性越提高。本發明者等人基於該見解，為了使不銹鋼之結晶粒徑變細而對成分及製造方法進行研究。圖1表示本發明之成分範圍內之不銹鋼之麻田散鐵相分率(以體積%表示之麻田散鐵相之含量)與平均結晶粒徑之關聯。發現麻田散鐵相分率為5%~95%時，平均結晶粒粒徑變小。藉此，藉由將平均結晶粒徑最小化而可提高低溫韌性。再者，平均結晶粒徑之測定方法如實施例所記載。
麻田散鐵相分率可藉由Cr當量(Cr+1.5×Si)與Ni當量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)之調整及退火溫度之調整而控制。藉由該等參數之調整，可獲得平均結晶粒徑較細之低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
進而，本發明者等人針對組織或成分對焊接熱影響部之低溫韌性所造成之影響進行努力研究。
針對焊接熱影響部之低溫韌性較差之不銹鋼，詳細地觀察焊接熱影響部之組織，結果確認到於成為約1300℃以上之溫度區域產生且結晶粒徑成為50μm以上之被稱為δ肥粒鐵之粗大之結晶粒。另一方面，對於焊接熱影響部之低溫韌性優異之不銹鋼，未確認到粗大之δ肥粒鐵，而成為分散有麻田散鐵之微細之組織。即，認為抑制粗大之δ肥粒鐵之產生對於提高焊接熱影響部之低溫韌性而言有效。
因此，發明者等人詳查不銹鋼之添加元素對δ肥粒鐵之產生溫度所造成之影響，並明確地於(III)式左邊表示δ肥粒鐵產生溫 度。針對將Ti之含量設為0.01%且於本發明之成分範圍內調整其他成分之供試材料，將該δ肥粒鐵產生溫度設為橫軸而整理焊接熱影響部之夏比衝擊試驗之吸收能量(試驗溫度：-50℃，試驗片厚度：5mm)。 將結果示於圖2。焊接熱影響部之吸收能量，於每個試驗中其值變動較大，但隨著δ肥粒鐵產生溫度之上升，焊接熱影響部之吸收能量之最小值上升。δ肥粒鐵產生溫度為1270℃以上時，吸收能量之最小值成為10J以上，焊接熱影響部之低溫韌性變得良好。
2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≧1270 (III)再者，式(III)中之元素符號意指各元素之含量(質量%)。
進而，於本發明中，針對成為低溫下之破裂起點之因素進行研究，而明確TiN等粗大之中介物係成為破裂之起點。圖3表示將TiN設為破裂起點之斷裂面之例。可確認以TiN為中心形成河流圖案(river pattern)，並產生以TiN作為破裂起點之脆性破裂。TiN之產生量及其大小，可藉由於滿足本發明之成分組成等條件之範圍內控制Ti之含量而調整。圖4表示本發明之成分範圍及麻田散鐵相分率之範圍內Ti含量對低溫韌性所造成之影響。圖4之吸收能量之值係取3次夏比試驗之平均。可確認Ti之含量越少，低溫韌性越提高。認為由於隨著Ti含量之減少，TiN之產生量減少，破裂起點變少，故而低溫韌性提高。
又，發明者等人發現，藉由進行焊接熱影響部之夏比衝擊試驗(試驗溫度：-50℃，試驗片厚：5mm)，將Ti含量嚴格控制於0.02%以下，焊接熱影響部之破裂起點減少，焊接熱影響部之低溫韌性提高。圖5表示Ti含量對焊接熱影響部之吸收能量所造成之影響。此處所使用之供試材料之δ肥粒鐵產生溫度係於1270℃至1290℃之範圍 內調整。Ti含量為0.02質量%以下時，焊接熱影響部之吸收能量之最小值成為10J以上，焊接熱影響部之低溫韌性變得良好。與熱軋退火板之情形相比，於焊接熱影響部粗大之TiN對吸收能量造成更強之影響。可認為其原因在於：由於相較於熱軋退火板，在焊接熱影響部結晶粒粗大化，故而少許之破裂起點便會對吸收能量之降低產生更強之影響。
根據以上見解而完成本發明。即，本發明係以下述構成為主旨者。
(1)一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%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，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，滿足下述不等式(I)及(II)，具有包含肥粒鐵相及麻田散鐵相2相之鋼組織，且上述麻田散鐵相之含量以體積%計為5~95%，10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I)
1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II)
此處，上述不等式(I)中之Cr及Si、以及上述不等式(II)中之C、N、Ni及Mn意指各元素之含量(質量%)。
(2)如(1)所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%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(1)或(2)所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%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)如(1)所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，上述N含量為0.005~0.015%，上述Si含量為0.05~0.50%，上述Mn含量為超過1.0~2.5%，上述Ni含量為0.3%以上且未滿1.0%，上述Nb含量為0.05~0.25%，上述Ti含量為0.02%以下，進而，滿足下述式(III)，2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≧1270 (III)
再者，式(III)中之C、N、Si、Mn、Cr及Ni意指各元素之含量(質量%)。
(5)如(4)所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，上述P含量為P：未滿0.02%。
(6)如(4)或(5)所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，含有Cu：1.0%以下、Mo：未滿0.5%、W：1.0%以下、Co：0.5%以下中之1種或2種以上。
(7)如(4)至(6)中任一項所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，含有Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下、REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
(8)一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，其係(1)至(7)中任一項所記載之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，其特徵在於：將鋼板坯加熱至1100~1300℃之溫度後，進行包括於超過900℃之溫度區域，將軋縮率為30%以上之軋壓進行至少1行程以上之熱粗軋壓之熱軋壓，以700~900℃之溫度進行1小時以上之退火。
根據本發明，可獲得具有對在寒冷地區運送煤或油類等 之貨車之車身用途材料所要求之耐蝕性或加工性，且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。
進而，具有申請專利範圍第4項所記載之特徵之本發明可獲得具有上述特性，且焊接熱影響部之低溫韌性亦優異，焊接構造材料用亦較適宜之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
又，根據本發明，可廉價且高效率地製造具有優異性質之上述肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
圖1係表示麻田散鐵相分率對平均結晶粒徑所造成之影響之圖。
圖2係表示δ肥粒鐵產生溫度對焊接熱影響部之吸收能量所造成之影響之圖。
圖3係表示將TiN設為破裂起點之斷裂面之圖。
圖4係表示Ti含量對低溫韌性所造成之影響之圖。
圖5係表示Ti含量對焊接熱影響部之吸收能量所造成之影響之圖。
圖6係表示本發明鋼之狀態圖之一例之圖。
圖7係表示藉由EPMA(electron probe microanalyzer)之熱軋鋼板之元素分佈之測定例之圖。
以下，詳細地說明本發明之實施形態。再者，本發明並不限定於以下實施形態。
首先，針對本發明之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼(本說明書中，有稱為「不銹鋼」之情形)之成分組成進行說明。於以下各成 分之說明中，表示各元素之含量之%只要無特別說明，則設為質量%。
C：0.005~0.030%、N：0.005~0.030%
C及N為沃斯田鐵穩定化元素。若C及N之含量增加，則有本發明之不銹鋼中之麻田散鐵相分率增加之傾向。如此，C及N為對麻田散鐵相分率之調整有用之元素。其效果可藉由將C含量及N含量均設為0.005%以上而獲得。然而，C及N亦為使麻田散鐵相之韌性降低之元素。因此，將C含量及N含量均設為0.030%以下較為適當。因此，C及N之含量均設為0.005~0.030%之範圍。更佳為均為0.008~0.020%之範圍。
C及N於焊接熱影響部亦產生麻田散鐵，並可獲得抑制結晶粒之粗大化之效果。然而，於焊接熱影響部，為了使低溫韌性良好，必須更嚴格地抑制TiN之產生。含有超過0.015%之N時會促進TiN之產生。因此，為了獲得良好之焊接熱影響部之低溫韌性，N含量必須設為0.005~0.015%。更佳為0.008~0.012%。
Si：0.05~1.00%
Si係使用作為去氧劑之元素。為了獲得其效果，必須將Si之含量設為0.05%以上。又，由於Si為肥粒鐵穩定化元素，故而有隨著Si含量增加，麻田散鐵相分率減少之傾向。因此，Si為對麻田散鐵相分率之調整有用之元素。另一方面，若其含量超過1.00%，則肥粒鐵相變脆且韌性降低。因此，Si之含量係設為0.05~1.00%之範圍。更佳為0.11~0.40%。
又，Si為於焊接熱影響部減小δ肥粒鐵產生溫度，降低 焊接熱影響部之低溫韌性之元素。因此，為了使焊接熱影響部之低溫韌性良好，必須更嚴格地管理Si含量。若其含量超過0.50%，則難以抑制焊接熱影響部之δ肥粒鐵之產生。因此，為了獲得良好之焊接熱影響部之低溫韌性，Si之含量係設為0.05~0.50%之範圍。更佳為0.11~0.40%。
Mn：0.05~2.5%
Mn為沃斯田鐵穩定化元素，若其含量增加，則不銹鋼中之麻田散鐵相分率增加。其效果可藉由將Mn之含量設為0.05%以上而獲得。然而，本發明之不銹鋼即便含有超過2.5%之量之Mn，藉由含有該Mn而獲得之上述效果亦飽和，不僅如此，而且韌性降低，進而製造步驟中之除銹性降低而對表面性狀造成不良影響。進而，含有超過2.5%之量之Mn時會促進成為腐蝕之產生起點之MnS之產生並降低耐蝕性。因此，Mn之含量係設為0.05~2.5%之範圍。更佳為0.11~2.0%之範圍。
又，Mn為於焊接熱影響部使δ肥粒鐵產生溫度上升，使焊接熱影響部之組織微細化之元素。因此，為了使焊接熱影響部之低溫韌性良好，必須更嚴格地管理Mn含量。若其含量為1.0%以下，則難以抑制焊接熱影響部之δ肥粒鐵之產生。因此，為了獲得良好之焊接熱影響部之低溫韌性，Mn含量係設為超過1.0~2.5%之範圍。更佳為1.2~2.0%。
P：0.04%以下
就熱加工性之方面而言，P較佳為較少。本發明中，P之含量之容許上限值為0.04%。更佳之上限值為0.035%。
進而，本發明中，P含量之減少使焊接熱影響部之低溫韌性顯著提高。可認為其原因在於因雜質之減少而抑制龜裂之擴展。其效果可藉由將P含量減少至未滿0.02%而獲得。因此，進而較佳為P之含量之上限值未滿0.02%。
S：0.02%以下
就熱加工性及耐蝕性之方面而言，S較佳為較少。本發明中，S之含量之容許上限值為0.02%。更佳之上限值為0.005%。
Al：0.01~0.15%
Al通常為對去氧有用之元素。其效果可藉由將Al之含量設為0.01%以上而獲得。另一方面，若其含量超過0.15%，則產生大型Al系中介物而成為表面缺陷之原因。因此，Al之含量係設為0.01~0.15%之範圍。更佳為0.03~0.14%之範圍。
Cr：10.0~13.0%
Cr係為了形成鈍態皮膜，而用於確保耐蝕性之必需之元素。為了獲得其效果，必須含有10.0%以上之Cr。又，Cr為肥粒鐵穩定化元素，為對調整麻田散鐵相分率有用之元素。然而，若Cr之含量超過13.0%，則不僅不銹鋼之製造成本上升，且難以獲得充分之麻田散鐵相分率。因此，Cr含量係設為10.0~13.0%之範圍。更佳為10.5~12.5%。
Ni：0.3~5.0%
Ni與Mn同樣為沃斯田鐵穩定化元素，為對麻田散鐵相分率之調 整有用之元素。其效果可藉由將Ni之含量設為0.3%以上而獲得。然而，若Ni之含量超過5.0%，則麻田散鐵相分率之控制變得困難，韌性及加工性降低。因此，Ni之含量係設為0.3~5.0%之範圍。
Ni為於焊接熱影響部使δ肥粒鐵產生溫度上升，使組織微細化之元素。其效果可藉由將Ni含量設為0.3%以上而獲得。然而，若Ni含量成為1.0%以上，則焊接熱影響部硬質化，焊接熱影響部之低溫韌性反而降低。因此，Ni之含量係設為0.3~未滿1.0%之範圍。更佳為0.4~0.9%之範圍。
V：0.005~0.10%
V為產生氮化物，抑制麻田散鐵相之韌性降低之元素。其效果可藉由將V含量設為0.005%以上而獲得。然而，若V含量超過0.10%，則於焊接部之回火色(temper color)之正下方，V濃縮且耐蝕性降低。因此，V含量係設為0.005~0.10%。更佳為0.01~0.06%。
Nb：0.05~0.4%
Nb具有使鋼中之C及N以Nb之碳化物、氮化物或碳氮化物之形式析出而固定，並抑制Cr之碳氮化物等之產生之效果。Nb為提高耐蝕性，尤其是焊接部之耐蝕性之元素。該等效果可藉由將Nb之含量設為0.05%以上而獲得。另一方面，若Nb之含量超過0.4%，則熱加工性降低，熱軋壓之負荷增大，進而熱軋鋼板之再結晶溫度上升，於成為適當之沃斯田鐵相分率之溫度下之退火變得困難。因此，Nb之含量係設為0.05~0.4%。更佳為0.10~0.30%。
若Nb含量超過0.25%，則於焊接熱影響部，C、N過量 地固定成碳氮化物等，阻礙麻田散鐵於焊接熱影響部之產生，促進δ肥粒鐵之粗大化，低溫韌性降低。因此，Nb含量係設為0.05~0.25%。更佳為0.10~0.20%。
Ti：0.1%以下
Ti與Nb同樣具有使鋼中之C及N以Ti之碳化物、氮化物或碳氮化物之形式析出而固定，並抑制Cr之碳氮化物等之產生之效果。本發明者等人發現，因其中粗大之TiN成為破裂起點而使低溫韌性降低。使該粗大之TiN減少而減少破裂起點為本發明之重要特徵之一。藉此，即便為平均結晶粒徑相同之肥粒鐵-麻田散鐵組織，亦可獲得低溫韌性更優異之不銹鋼。尤其若Ti之含量超過0.1%，則TiN所導致之韌性降低變得顯著。認為若Ti之含量超過0.1%，則一邊為1μm以上之TiN之密度超過70個/mm2，韌性因該TiN而降低。因此，Ti含量係設為0.1%以下。更佳為0.04%以下，進而較佳為0.02%以下。對於本發明而言，Ti越少越佳，故下限為0%。又，一邊為1μm以上之TiN之密度較適當為70個/mm2以下，更佳為40個/mm2以下。
相較於熱軋退火板，在焊接熱影響部結晶粒粗大化，故而有因存在少許之破裂起點而導致低溫韌性大幅降低之情形。為了抑制粗大之TiN之產生而於焊接熱影響部達成充分之低溫韌性，必須將Ti含量嚴格控制於0.02%以下。因此，Ti含量較佳為設為0.02%以下。更佳為0.015%以下。
本發明之不銹鋼含有以上成分，剩餘部分為Fe及不可避免之雜質。作為不可避免之雜質之具體例，可列舉Zn：0.03%以下、Sn：0.3%以下。
又，本發明之不銹鋼除上述成分以外，進而以質量%計，亦可含有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為提高耐蝕性之元素，尤其為減少間隙腐蝕之元素。因此，於將本發明之不銹鋼應用於要求較高耐蝕性之用途之情形時，較佳為含有Cu。然而，若Cu之含量超過1.0%，則熱加工性降低。又，若Cu之含量超過1.0%，則高溫下之沃斯田鐵相增加，麻田散鐵相分率之控制變得困難，故而變得難以獲得優異之低溫韌性。因此，於使本發明之不銹鋼含有Cu之情形時，將其上限設為1.0%。又，為了充分發揮提高耐蝕性之效果，Cu之含量較佳為0.3%以上。更佳之Cu含量之範圍為0.3~0.5%。
Mo：1.0%以下
Mo為提高耐蝕性之元素。因此，於將本發明之不銹鋼應用於要求較高耐蝕性之用途之情形時，不銹鋼較佳為含有Mo。然而，若Mo含量超過1.0%，則冷軋壓下之加工性降低，且引起熱軋壓下之表皮龜裂，表面品質極端降低。因此，於使本發明之不銹鋼含有Mo之情形時，較佳為將其含量之上限設為1.0%。又，為了充分發揮提高耐蝕性之效果，較有效為含有0.03%以上之Mo。更佳之Mo含量之範圍為0.10~0.80%。
於焊接熱影響部，含有Mo時會促進粗大之δ肥粒鐵之產生。為了使焊接熱影響部之低溫韌性良好，較佳為將Mo含量設為 未滿0.5%。
W：1.0%以下
W為提高耐蝕性之元素。因此，於將本發明之不銹鋼應用於要求較高耐蝕性之用途之情形時，不銹鋼較佳為含有W。其效果可藉由將W之含量設為0.01%以上而獲得。然而，若W之含量過量，則強度上升，製造性降低。因此，W之含量係設為1.0%以下。
Co：0.5%以下
Co為提高韌性之元素。因此，尤其於將本發明之不銹鋼應用於要求較高韌性之用途之情形時，不銹鋼較佳為含有Co。其效果可藉由將Co之含量設為0.01%以上而獲得。然而，若Co之含量過量，則製造性降低。因此，Co之含量係設為0.5%以下。
又，本發明之不銹鋼除上述成分以外，進而以質量%計，亦可含有Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM：0.05%以下中之1或2種以上。
Ca：0.01%以下
Ca為抑制易產生於連續鑄造時之Ti系中介物析出所導致之噴嘴之堵塞之元素。其效果可藉由將Ca之含量設為0.0001%以上而獲得。然而，若含有過量之Ca，則產生屬於水溶性中介物之CaS，耐蝕性降低。因此，Ca之含量較佳為0.01%以下。
B：0.01%以下
B為改善二次加工脆性之元素，為了獲得其效果，將B之含量設為0.0001%以上。然而，若含有過量之B，則會引起固溶強化所導致之延性降低。因此，B之含量係設為0.01%以下。
Mg：0.01%以下
Mg為提高板坯之等軸晶率，有助於加工性之提高之元素。其效果可藉由將Mg之含量設為0.0001%以上而獲得。然而，若含有過量之Mg，則鋼之表面性狀惡化。因此，Mg之含量係設為0.01%以下。
REM：0.05%以下
REM為提高耐氧化性，抑制氧化銹皮之形成之元素。就抑制氧化銹皮之形成之觀點而言，REM之中，La及Ce之使用尤其有效。其效果可藉由將REM之含量設為0.0001%以上而獲得。然而，若含有過量之REM，則酸洗性等製造性降低，且招致製造成本之增大。因此，REM之含量係設為0.05%以下。
繼而，針對本發明之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之鋼組織進行說明。再者，表示鋼組織中之各相之含量之%係設為體積%。
麻田散鐵相之含量以體積率計為5~95%
本發明之不銹鋼，係藉由含有麻田散鐵相而使結晶粒微細化，低溫韌性提高。如圖1所示，若麻田散鐵相之含量以體積率計未滿5%或超過95%，則平均結晶粒徑超過10.0μm，無法期望藉由結晶粒之微細化而使韌性提高。因此，麻田散鐵相之含量係設為以體積率計為5~95%。更佳為15~90%，最佳為30~80%。若麻田散鐵相之含量為30 ~80%，則如圖1所示，平均結晶粒徑變得非常小，可實現低溫韌性之大幅提高。
麻田散鐵相之含量之控制係藉由控制退火溫度及該溫度下之沃斯田鐵相分率(以體積%表示之沃斯田鐵相之含量)而達成。本發明中，於熱軋壓後對曾為肥粒鐵相及麻田散鐵相之組織以適當之溫度條件進行退火，藉此使麻田散鐵相之一部分逆變態為沃斯田鐵相，使結晶粒微細化，進而於退火後之冷卻過程中沃斯田鐵相再次變態為麻田散鐵相，產生更微細之結晶粒。退火溫度下之沃斯田鐵相藉由其後之冷卻全部變態為麻田散鐵。退火溫度下之適度之沃斯田鐵相分率為5~95%。若退火溫度下之沃斯田鐵相分率過小，則發生逆變態之量較少，結晶粒之微細化效果變得不充分。若退火溫度下之沃斯田鐵相分率過大，則於逆變態後，沃斯田鐵相發生粒成長，而無法獲得微細之結晶粒。
10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I)、1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0(II)
麻田散鐵相分率(麻田散鐵相之含量)可藉由所謂Cr當量(Cr+1.5×Si)及Ni當量(30×(C+N)+Ni+0.5×Mn)而調整。本發明中，確定使用Cr當量之(I)式及使用Ni當量之(II)式，規定各者之範圍。此處，若Cr當量未滿10.5，則由於Cr當量過少，故而用以使麻田散鐵相分率成為適當範圍之Ni當量之調整變得困難，另一方面，若(I)式之Cr當量超過13.5%，則Cr當量過多，即便增加Ni當量，亦難以獲得適當之麻田散鐵相分率。因此，(I)式之Cr當量係設為10.5以上且13.5以下。更佳為11.0以上且12.5以下。Ni當量亦同樣地，若未滿1.5及 超過6.0，則變得難以獲得適當之麻田散鐵相分率。因此，(II)式之Ni當量係設為1.5以上且6.0以下。更佳為2.0以上且5.0以下。
如上所述，本發明之不銹鋼之鋼組織包含肥粒鐵及麻田散鐵2相，但只要於無損本發明之效果之範圍，則亦可含有其他相。 作為其他相，可列舉沃斯田鐵相及σ相等。可認為只要其他相之含量之合計以體積率計為10%以下則無損本發明之效果。較佳為以體積率計為7%以下。
2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≧1270 (III)
本發明中，焊接熱影響部之粗大之δ肥粒鐵之產生可藉由調整(III)式左邊所表示之δ肥粒鐵產生溫度而控制。其原因在於：所謂Cr當量、Ni當量難以正確地控制δ肥粒鐵產生溫度。
圖6表示本發明鋼(C：0.01%、Si：0.2%、Mn：2.0%、Cr：12%、Nb：0.2%、N：0.01%)之狀態圖之一例(使用Thermo-Calc Software AB公司製造之計算軟體Thermo-Calc計算)。本發明中，δ肥粒鐵產生溫度大致存在於1300℃附近。若焊接熱影響部長時間保持於該溫度以上，則於焊接熱影響部δ肥粒鐵粗大化。通常之Cr當量、Ni當量為使退火溫度附近之各元素之影響定式化者，無法評價如焊接熱影響部般之高溫下之δ肥粒鐵之產生容易度。因此，本發明中，根據各狀態圖求出各含有元素對δ肥粒鐵產生溫度所造成之影響，如(III)式左邊般定式化。如圖2所示，若δ肥粒鐵產生溫度超過1270℃，則焊接熱影響部之吸收能量之最小值成為10J以上，低溫韌性變得良好。產生於低溫韌性變得良好之焊接熱影響部之δ肥粒鐵之結晶粒徑最大為50μm以下。因此，將(III)式之右邊設為1270而確定(III)之不 等式。
其次，針對本發明之不銹鋼之製造方法進行說明。
作為可高效率地製造本發明之不銹鋼之方法，推薦如下方法：將熔製為上述成分組成之鋼藉由連續鑄造等而製成板坯後，將該板坯製成熱軋線圈，使其退火後，進行除銹(噴珠除銹及酸洗等)，製成不銹鋼。於以下具體說明。
首先，利用轉爐或電爐等通常所使用之公知之熔製爐熔製調整為本發明之成分組成之熔鋼，其次，利用真空脫氣(RH(Ruhrstahl-Heraeus)法)、真空吹氧脫碳(VOD，Vacuum Oxygen Decarburization)法、氬氧脫碳(AOD，Argon Oxygen Decarburization)法等公知之精練方法精練，其次，利用連續鑄造法或造塊-分塊法製成鋼板坯(鋼素材)。就生產性及品質之觀點而言，鑄造法較佳為連續鑄造。又，為了確保下述熱粗軋壓下之軋縮率，板坯厚度較佳為設為100mm以上。更佳範圍為200mm以上。
此處，為了使焊接熱影響部之低溫韌性良好，如上所述，將Ti之含量抑制為0.02%以下為必需條件。若為通常之熔製方法，則有作為不可避免之雜質混入之Ti之含量超過0.02%之情形，故而必須採取嚴格地限制Ti之混入之熔製方法。具體而言，不使用碎屑，或者於使用碎屑之情形時，分析碎屑之Ti含量，控制碎屑之Ti總量而使用。進而，於剛熔製含有Ti之鋼種後，必須採用不熔製熔鋼等之方法。
其次，將鋼板坯加熱至1100~1300℃之溫度後，進行熱軋壓而製成熱軋鋼板。為了防止熱軋鋼板之表皮龜裂，板坯加熱溫度較理想為較高。然而，若板坯加熱溫度超過1300℃，則潛變變形所導致之板坯之形狀變化變得顯著而製造變得困難，除此以外，結晶粒粗 大化而熱軋鋼板之韌性降低。另一方面，若板坯加熱溫度未滿1100℃，則熱軋壓下之負荷變高，熱軋壓下之表皮龜裂變得顯著，且熱軋壓中之再結晶變得不充分，熱軋鋼板之韌性降低。
熱軋壓中之熱粗軋壓之步驟係於超過900℃之溫度區域，將軋縮率為30%以上之軋壓進行至少1行程以上。較佳為於超過920℃之溫度區域，軋縮率為32%以上。
藉由該強軋縮軋壓，使得鋼板之結晶粒微細化，韌性提高。於熱粗軋壓之後，依照常法進行精軋。
將藉由熱軋壓製造之板厚2.0~8.0mm左右之熱軋鋼板以700~900℃之溫度退火。其後，亦可實施酸洗。若熱軋鋼板之退火溫度未滿700℃，則再結晶變得不充分，並且不易引起自麻田散鐵相至沃斯田鐵相之逆變態，其量亦變少，故而無法獲得充分之低溫韌性。另一方面，若熱軋鋼板之退火溫度超過900℃，則於退火後成為沃斯田鐵單相，結晶粒之粗大化顯著，韌性降低。熱軋鋼板之退火較佳為藉由所謂封盒退火保持1小時以上。進而較佳為710~850℃、5~10小時。
本發明之不銹鋼之焊接中，以惰性氣體遮護鎢極電弧焊接(TIG焊接，Tungsten Inert Gas Arc Welding)、惰性氣體遮護金屬電弧焊接(MIG焊接，Metal Inert Gas Arc Welding)為代表之電弧焊接、縫焊接、點焊接等電阻焊接、雷射焊接等通常之焊接方法均可應用。
[實施例1]
於實驗室中，真空熔製具有表1所示之成分組成之不銹鋼。將熔製而成之鋼塊加熱至1200℃，藉由包括於超過900℃之溫度區域，將軋縮率為30%以上之軋壓進行至少1行程以上之粗軋壓之熱 軋壓，製成厚度為5mm之熱軋鋼板。對所獲得之熱軋鋼板以780℃進行10小時之退火後，進行噴珠除銹及酸洗而去除銹皮。該退火條件係以本發明例之麻田散鐵相分率成為5~95%之範圍之方式進行選擇。
自去除銹皮之上述熱軋鋼板以20mm×10mm之形狀採取L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)，藉由王水使組織顯現並進行觀察。根據所觀察之組織，藉由切斷法測定各供試材料之平均結晶粒徑。平均結晶粒徑之測定方法具體而言係如下所述。使用光學顯微鏡，以100倍之倍率對顯現出組織之剖面拍攝5個視野。於拍攝之照片記上縱橫各5條線段，將線段之合計長度除以該線段與晶界交叉之個數而設為平均結晶粒徑。於結晶粒徑之測定中，肥粒鐵結晶粒、麻田散鐵結晶粒並無特別區別。將各供試材料之平均結晶粒徑示於表2。
進而，使用電子探針微量分析儀(EPMA，electron probe microanalyzer)測定L剖面之Ni及Cr之元素分佈。將測定例示於圖7。將Ni增稠(照片中看上去偏白)、Cr減少(照片中看上去偏黑)之部位判斷為麻田散鐵相。於在熱軋前之加熱溫度及退火溫度下為沃斯田鐵相之區域，使沃斯田鐵相穩定化之元素(例如，Ni、Mn等)增稠、使肥粒鐵相穩定化之元素(例如Cr等)減少，故而沃斯田鐵相與肥粒鐵相中某些元素之濃度產生差異。於退火溫度下為沃斯田鐵相之區域藉由其後之冷卻而變態為麻田散鐵相，故而麻田散鐵相之Ni增稠、Cr減少。因此，將藉由EPMA確認Ni之增稠及Cr之減少之區域判斷為麻田散鐵相。使用利用EPMA測定之Ni之濃度分佈，藉由影像處理測定偏白之區域之面積，求出麻田散鐵相分率。將結果示於表1。確認到有(II)式中之30×(C+N)+Ni+0.5×Mn越大，麻田散鐵相分率越大之傾向。
進而，使用光學顯微鏡於400μm見方內觀察10視野之組織。根據所觀察之組織，將一邊之長度為1μm以上之立方體形狀之中介物判斷為TiN，計數其個數，計算每1mm2之TiN之個數。將結果示於表2。本發明例中，一邊為1μm以上之TiN之密度為70個/mm2 以下。更佳為40個/mm2以下。
自去除銹皮之熱軋鋼板，分別製作3片C方向(與軋壓方向垂直之方向)之夏比試驗片，於-50℃下進行夏比試驗。夏比試驗片係製成5mm(厚度)×55mm(寬度)×10mm(長度)之小尺寸試驗片。對每個供試材料進行3次試驗，求出平均之吸收能量。將所求出之吸收能量示於表2。可知，本發明例中，均獲得25J以上之吸收能量，低溫韌性良好。相對於此，比較例之No.27之Ti、No.28之Mn、No.29之Cr、No.30之Ni、No.31之C及N、No.36之Nb及V分別偏離本發明之範圍，故而低溫韌性低於25J。又，比較例之No.32~No.35、No.S1，係式(I)或式(II)偏離本發明之範圍，故而低溫韌性低於25J。
自去除銹皮之熱軋鋼板採取60mm×80mm之試驗片，利用耐水帶被覆背面及端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度設為5%NaCl，試驗溫度設為35℃，試驗時間設為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝之照片上產生銹之部分變換為黑色，未產生銹之部分變換為白色，藉由影像處理測定腐蝕面積率。將所求出之腐蝕面積率示於表2。將腐蝕面積率為15%以下者評價為具有良好之耐蝕性。作為本發明例之No.1~No.26之耐蝕性均良好。比較例中，Mn偏離本發明之範圍之No.28、C及N偏離本發明之範圍之No.31、Nb及V偏離本發明之範圍之No.36、Cr偏離本發明之範圍之No.S1、V偏離本發明之範圍之No.S2之耐蝕性不良。
自去除銹皮之熱軋鋼板，與軋壓方向平行地採取JIS5號之拉伸試驗片，並進行拉伸試驗，評價加工性。將所獲得之伸長率之值示於表2。將伸長率為15.0%以上者評價為具有良好之加工性。作為本發明例之No.1~No.26之加工性均良好。比較例中，Ni偏離本發 明之範圍之No.30、C及N偏離本發明之範圍之No.31、式(II)偏離本發明之範圍之No.35、Nb及V偏離本發明之範圍之No.36、Nb偏離本發明之範圍之No.S3之加工性不良。
根據以上結果可確認，根據本發明，可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]
真空熔製表3所示之成分組成之厚度250mm之鋼板坯。將所製作之鋼板坯加熱至1200℃後，藉由9行程之熱軋壓製作厚度為5mm之熱軋鋼板。將包括粗軋壓之熱軋條件示於表4。對所獲得之熱軋鋼板以表4所示之條件進行退火後，進行噴珠除銹及酸洗而去除銹皮。
自去除銹皮之上述熱軋鋼板以20mm×10mm之形狀採取L剖面，藉由王水使組織顯現並進行觀察。根據所觀察之組織，藉由切斷法測定各供試材料之平均結晶粒徑。將各平均結晶粒徑示於表4。
進而，使用EPMA測定L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)之Ni之元素分佈。將Ni增稠之部位判斷為麻田散鐵，藉由影像處理求出麻田散鐵相分率。將結果示於表4。
進而，使用光學顯微鏡於400μm見方內觀察10視野之組織。根據所觀察之組織，將一邊之長度為1μm以上之立方體形狀之中介物判斷為TiN，計數其個數，計算每1mm2之TiN之個數。將結果示於表4。
自去除銹皮之熱軋鋼板，分別製作3片C方向(與軋壓方向垂直之方向)之夏比試驗片，於-50℃下進行夏比試驗。夏比試驗片 係製成5mm(厚度)×55mm(寬度)×10mm(長度)之小尺寸試驗片。對每個供試材料進行3次試驗，求出平均之吸收能量。將所求出之吸收能量示於表4。可知，本發明例中，均獲得25J以上之吸收能量，低溫韌性良好。於比較例之No.D、No.E中，由於超過900℃之最大軋縮率為30%以下，故而即便900℃以下之最大軋縮率為30%以上，平均結晶粒徑亦較大，-50℃之吸收能量成為25J以下。由於比較例之No.F之退火溫度較低，因此麻田散鐵相分率成為未滿5%，-50℃之吸收能量成為25J以下。由於比較例之No.J之退火溫度較高，因此麻田散鐵相分率成為超過95%，-50℃之吸收能量成為25J以下。比較例之No.K之退火時間未滿1小時，退火所導致之變態‧再結晶不充分。因此，無法進行麻田散鐵相分率及平均結晶粒徑之測定。其結果，No.K之-50℃之吸收能量為25J以下。
自去除銹皮之熱軋鋼板採取60mm×80mm之試驗片，利用耐水帶被覆背面及端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度設為5%NaCl，試驗溫度設為35℃，試驗時間設為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝之照片上產生銹之部分變換為黑色，未產生銹之部分變換為白色，藉由影像處理測定腐蝕面積率。將所求出之腐蝕面積率示於表4。將腐蝕面積率為15%以下者評價為具有良好之耐蝕性。本發明例中耐蝕性均良好。比較例中，退火溫度較高之No.J及退火不充分之No.K之耐蝕性不良。
自去除銹皮之熱軋鋼板，與軋壓方向平行地採取JIS5號之拉伸試驗片，並進行拉伸試驗，評價加工性。將所獲得之伸長率之值示於表4。將伸長率為15.0%以上者評價為具有良好之加工性。本發明例中加工性均良好。比較例中，麻田散鐵相分率較高之No.J及退 火不充分之No.K之加工性不良。
根據以上結果可確認，根據本發明，可獲得低溫韌性優異之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。
[實施例3]
於實驗室中，真空熔製具有表5所示之成分組成之不銹鋼。將熔製而成之鋼塊加熱至1200℃後，藉由包括於超過900℃之溫度區域，將軋縮率為30%以上之軋壓進行至少1行程以上之粗軋壓之熱軋壓，製成厚度為5mm之熱軋鋼板。對所獲得之熱軋鋼板以780℃進行10小時之退火後，進行噴珠除銹及酸洗而去除銹皮。
自該等去除銹皮之熱軋退火板以20mm×10mm之形狀採取L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)，藉由王水使組織顯現並進行觀察。根據所觀察之組織，藉由切斷法測定各供試材料之平均結晶粒徑。將各平均結晶粒徑示於表6。
進而，使用EPMA測定L剖面(平行於軋壓方向之垂直剖面)之Ni之元素分佈。將Ni增稠之部位判斷為麻田散鐵，藉由影像處理求出麻田散鐵相分率。將結果示於表5。
進而，使用光學顯微鏡於400μm見方內觀察10視野之組織。根據所觀察之組織，將一邊之長度為1μm以上之立方體形狀之中介物判斷為TiN，計數其個數，計算每1mm2之TiN之個數。將結果示於表6。
自去除銹皮之熱軋鋼板，分別製作3片C方向(與軋壓方向垂直之方向)之夏比試驗片，於-50℃下進行夏比試驗。夏比試驗片係製成5mm(厚度)×55mm(寬度)×10mm(長度)之小尺寸試驗片。對每個供試材料進行3次試驗，求出平均之吸收能量。將所求出之吸收能量示於表6。可知表6之No.38~No.56均獲得25J以上之吸收能量，低溫韌性良好。
自去除銹皮之熱軋鋼板採取60mm×80mm之試驗片，利用耐水帶被覆背面及端部5mm，進行鹽水噴霧試驗。鹽水濃度設為5%NaCl，試驗溫度設為35℃，試驗時間設為24h。進行鹽水噴霧試驗後，拍攝試驗面，將所拍攝之照片上產生銹之部分變換為黑色，未產生銹之部分變換為白色，藉由影像處理測定腐蝕面積率。將所求出之腐蝕面積率示於表6。表6之No.38~No.56之腐蝕面積率均為15%以下，耐蝕性良好。
自去除銹皮之熱軋鋼板，與軋壓方向平行地採取JIS5號之拉伸試驗片，並進行拉伸試驗，評價加工性。將所獲得之伸長率之值示於表6。表6之No.38~No.56之伸長率均為15.0%以上，加工性良好。
自去除銹皮之熱軋鋼板採取300mm×100mm之試驗片，以接合時成為60°之V字溝槽之方式將300mm邊之端面進行30°研削。將經加工之端面對接，設為熱輸入0.7kJ/mm、焊接速度60cm/min，進行MIG焊接。保護氣體設為100%Ar。焊條係使用1.2mm 之Y309L(JIS Z 3321)。焊接方向設為L方向。
製作包含焊珠之厚度5mm×寬度55mm×長度10mm之小尺寸之夏比試驗片。節口位置設為熔融部相對於板厚成為50%之位置。節口形狀設為2mm之V節口。夏比衝擊試驗係於-50℃下實施9次。
表6表示9次夏比衝擊試驗之吸收能量之最小值。可知表6之No.38~No.50之焊接熱影響部之吸收能量均成為10J以上，若根據申請專利範圍第4項至申請專利範圍第8項，則焊接熱影響部之低溫韌性變得良好。尤其P未滿0.02%之No.50之焊接熱影響部之吸收能量為50J以上，顯示極優異之焊接熱影響部之低溫韌性。No.51之Ti、No.52之Mn、No.53之N、No.54之Ni、No.55之Nb、No.56之(III)式分別偏離申請專利範圍第4項之範圍，故而焊接熱影響部之吸收能量低於10J，焊接熱影響部之低溫韌性變得不充分。
根據以上結果可確認，根據本發明，亦可獲得焊接熱影響部之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，可獲得一種可廉價且高效率地生產，作為於寒冷地區運送煤或油類等之貨車之車身用途材料較適當之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。
進而，具有申請專利範圍第4項所記載之特徵之本發明可獲得焊接熱影響部之低溫韌性亦優異之焊接構造材料用肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼。

Claims (9)

  1. 一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其特徵在於：以質量%計，含有C：0.005~0.030%、N：0.005~0.030%、Si：0.05~0.50%、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：0.04%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質，滿足下述不等式(I)及(II)，具有包含肥粒鐵相及麻田散鐵相2相之鋼組織，且上述麻田散鐵相之含量以體積%計為5~95%，10.5≦Cr+1.5×Si≦13.5 (I) 1.5≦30×(C+N)+Ni+0.5×Mn≦6.0 (II)此處，上述不等式(I)中之Cr及Si、以及上述不等式(II)中之C、N、Ni及Mn意指各元素之含量(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，以質量%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，以質量%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. 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，以質量%計，上述N含量為0.005~0.015%，上述Si含量為0.05~0.50%，上述Mn含量為超過1.0~2.5%，上述Ni含量為0.3%以上且未滿1.0%，上述Nb含量為0.05~0.25%，上述Ti含量為0.02%以下，進而，滿足下述式(III)，2600C+1700N-20Si+20Mn-40Cr+50Ni+1660≧1270 (III)再者，式(III)中之C、N、Si、Mn、Cr及Ni意指各元素之含量(質量%)。
  5. 如申請專利範圍第4項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，以質量%計，上述P含量為P：未滿0.02%。
  6. 如申請專利範圍第4或5項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，以質量%計，含有Cu：1.0%以下、Mo：未滿0.5%、W：1.0%以下、Co：0.5%以下中之1種或2種以上。
  7. 如申請專利範圍第4或5項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，以質量%計，含有Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下、REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
  8. 如申請專利範圍第6項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼，其中，以質量%計，含有Ca：0.01%以下、B：0.01%以下、Mg：0.01%以下、REM：0.05%以下中之1種或2種以上。
  9. 一種肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，其係申請專利範圍第1至8中任一項之肥粒鐵-麻田散鐵2相不銹鋼之製造方法，其特徵在於：將鋼板坯加熱至1100~1300℃之溫度後，進行包括於超過900℃之溫度區域，將軋縮率為30%以上之軋壓進行至少1行程以上之熱粗軋壓之熱軋壓，以700~900℃之溫度進行1小時以上之退火。
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