TWI629366B

TWI629366B - 肥粒鐵系不銹鋼板

Info

Publication number: TWI629366B
Application number: TW106121081A
Authority: TW
Inventors: 川邊英尚; 西田修司; 藤澤光幸; 上力
Original assignee: 杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2016-06-27
Filing date: 2017-06-23
Publication date: 2018-07-11
Also published as: JPWO2018003521A1; WO2018003521A1; JP6274370B1; EP3476961B1; US20200308677A1; CN109415784A; EP3476961A1; EP3476961A4; TW201805444A; CN109415784B; KR102178605B1; US11220732B2; ES2835273T3; KR20190006005A

Abstract

本發明提供一種肥粒鐵系不銹鋼板，係熔接部形狀優異且與沃斯田鐵系不銹鋼間之異材熔接部的耐蝕性優異。

本發明的肥粒鐵系不銹鋼板依質量%計，係含有：C：0.003~0.020%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~0.50%、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：20.0~24.0%、Cu：0.20~0.80%、Ni：0.01~0.60%、Al：0.01~0.08%、N：0.003~0.020%、Nb：0.40~0.80%、Ti：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%，其餘係由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下式(1)。3.0≧Nb/(2Ti+Zr+0.5Si+5Al)≧1.5‧‧‧(1)。另外，式(1)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。

Description

肥粒鐵系不銹鋼板

本發明係關於肥粒鐵系不銹鋼板。特別係本發明關於熔接部形狀優異的肥粒鐵系不銹鋼板。又，本發明較佳態樣亦關於加工後的熔接部表面性狀優異之肥粒鐵系不銹鋼板。

因為肥粒鐵系不銹鋼板相較於含有較多高單價Ni的沃斯田鐵系不銹鋼板之下屬於廉價，因而被使用於多種用途。例如肥粒鐵系不銹鋼板被使用於家電、廚房機器、建築構件、建築金屬配件、構造構件等廣範圍領域。

不銹鋼板會有利用沖壓加工成形為既定形狀的構件，再利用熔接組裝複數構件後使用的情況。為能獲得健全的製品，熔接便屬重要，特別係熔接部形狀極為重要。例如若熔接部有出現底切等形狀不良，便會有造成接頭強度降低、或應力集中而導致成為發生龜裂或疲勞破壞之起點的情況，因而需求適當對策。又，熔接部的形狀就熔接後經研磨才使用的構件而言亦屬重要。例如若熔接熔融部較母材突接位置的高度下垂，便會有燒焦去除研磨(利用研磨去除回火色)不足、較難確保熔接部耐蝕性的情況。

再者，不銹鋼板為能適用於要求耐蝕性的用途，因而就連其熔接部亦要求耐蝕性。熔接不僅有同材熔接的情況，亦會有與沃斯田鐵系不銹鋼板進行異材熔接的情況，不僅需確保同材熔接部，亦必需確保異材熔接部的耐蝕性。

所以，針對熔接性、及異材熔接部的耐蝕性確保，有進行各種檢討。

相關熔接性的技術，例如專利文獻1有揭示：針對含低Cr的Ti、V添加鋼中，藉由控制O、Al、Si、Mn的含有量而調整熔入深度，俾確保熔接部延展性的方法。

針對改善熔接部耐蝕性的技術，例如專利文獻2有揭示：藉由添加Nb而抑制氮碳化鉻析出，而提升耐蝕性的方法。

專利文獻3有揭示：將Al、Ti、Si、Ca的含有量最佳化，抑制TIG熔接部的黑斑生成量，俾提升熔接部耐蝕性與加工性的技術。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開平8-170154號公報

專利文獻2：日本專利5205951號公報

專利文獻3：日本專利5489759號公報

習知肥粒鐵系不銹鋼板在例如調理器具、燃燒機器加工零件、冰箱前門、電池外殼、建築金屬配件等各種用途的熔接，會有無法獲得良好熔接部形狀的情況。且，會有無法獲得良好異材熔接部耐蝕性的情況。

針對如上述用途，習知專利文獻1所揭示技術頗難因應，會有無法確保優異異材熔接部耐蝕性的顧慮。專利文獻2或專利文獻3所揭示技術亦較難因應，而單獨添加Nb的鋼及控制黑斑生成的技術，針對下垂、底切等熔接部形狀不良的改善並未檢討。

本發明係提供：熔接部形狀優異、且與沃斯田鐵系不銹鋼間之異材熔接部耐蝕性優異的肥粒鐵系不銹鋼板。

本發明者等為達成上述問題，針對會對熔接部形狀及熔接部耐蝕性構成影響的鋼化學成分，進行深入鑽研。結果發現藉由規定含有元素，且將Nb、Ti、Zr、Si、Al的含有量均衡適當化，便可使熔接部形狀良好，且能抑制異材熔接部的耐蝕性劣化。藉由將熔接部中會對熔接金屬熔湯流動構成影響的Ti、Zr、Si、Al量適性化，而形成氮碳化物，並將對靈敏化抑制具貢獻的Nb、Ti、Zr含有量均衡適當化，便可實現熔接部形狀及異材熔接部耐蝕性的提升。

其次，在調理器具、家電器具、建築金屬配件等各種用途中，會有在熔接後施行成形等加工，並在此狀態下要求式樣性的情形。經熔接後利用沖壓等加工形成既定形狀時、或為獲取零件尺寸精度而施行輕加工時等情況，習知肥粒鐵系不銹鋼板若在熔接部有導入應變，便會有無法獲得良好表面性狀的情況。又，當熔接部經導入應變後的表面性狀不佳(即表面粗糙度較大的情況)，會有熔接部經加工後的耐蝕性降低之顧慮。即，相關熔接部經加工後的表面性狀尚有待獲改善的空間。

本發明者等針對會對熔接部經成形等加工後的表面性狀構成影響的鋼化學成分進行深入鑽研。結果發現藉由規定成分組成、且將Ti、Nb、Zr、Al的複合含有量適當化，便可抑制熔接部經成形等加工後的表面性狀劣化。

另外，以下亦將熔接部的成形等加工簡稱為「熔接部加工」。

本發明者等進行更進一步檢討，遂完成本發明。本發明主旨如下。

[1]一種肥粒鐵系不銹鋼板，依質量%計，含有：C：0.003~0.020%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~0.50%、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：20.0~24.0%、Cu：0.20~0.80%、Ni：0.01~0.60%、Al：0.01~0.08%、N：0.003~0.020%、Nb：0.40~0.80%、Ti：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%、其餘係由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下式(1)：3.0≧Nb/(2Ti+Zr+0.5Si+5Al)≧1.5‧‧‧(1)另外，式(1)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。

[2]如[1]所記載的肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步滿足下式(2)：2Ti+Nb+1.5Zr+3Al≧0.75‧‧‧(2)另外，式(2)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。

[3]如[1]或[2]所記載的肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有V：0.01~0.30%。

[4]如[1]至[3]中任一項所記載的肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：Mo：0.01~0.30%、Co：0.01~0.30%中之1種以上。

[5]如[1]至[4]中任一項所記載的肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：B：0.0003~0.0050%、Ca：0.0003~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.001~0.050%、Sn：0.01~0.50%、Sb：0.01~0.50%中之1種以上。

本發明的肥粒鐵系不銹鋼板係可形成優異的熔接部形狀、且與沃斯田鐵系不銹鋼間之異材熔接部耐蝕性較習知材料獲大幅提升。

再者，較佳態樣中，本發明之肥粒鐵系不銹鋼板的熔接部經加工後之表面性狀可較習知材料獲大幅提升。即，本發明之肥粒鐵系不銹鋼板針對經加工後要求式樣性的構件，能特別降低表面性狀的劣化。

依上述，本發明的肥粒鐵系不銹鋼板係可明顯提升製品的特性，在產業上具特別功效。

圖1係實施例的TIG熔接部之截面狀觀察例。右側係肥粒鐵系不銹鋼板，左側係SUS304鋼板。分別為(A)有出現下垂、(B)有出現底切、(C)熔接部形狀優異的各觀察例。

以下，針對本發明實施形態包含其最佳形態在內進行說明。

首先，針對將本發明中鋼的成分組成限定於上述範圍內的理由進行說明。成分組成相關的「%」表示，在無特別聲明前提下係指「質量%」。

C：0.003~0.020%

C係因靈敏化而導致熔接部耐蝕性降低的原因，因而C含有量越低越佳。故，本發明將C含有量設定在0.020%以下。C含有量較佳係0.015%以下。另一方面，因為過度降低C含有量會導致製鋼成本增加，因而將C含有量的下限設定為0.003%。C含有量較佳係0.005%以上。

再者，C係具有抑制結晶粒再度晶粒成長效果的固溶強化元素，若C含有量過少，則熔接部的結晶粒徑會粗大化，成為熔接部加工後的表面性狀劣化之原因。所以，當欲提升熔接部加工後的表面性狀時，必須含有0.003%以上的C。C含有量較佳係0.005%以上。

Si：0.01~1.00%

Si係對鋼的脫氧具貢獻，但若Si含有量未滿0.01%，便無法獲得此項效果。所以，Si含有量設為0.01%以上。Si含有量較佳係0.05%以上、更佳係0.10%以上。另一方面，若Si超過1.00%的過剩含有，則熔接時會大量生成Si氧化物，並被捲入於熔接熔融部，導致對熔接部的耐蝕性造成不良影響。又，若Si含有量偏多，則鋼會硬質化導致加工性降低。所以，Si含有量設為1.00%以下。Si含有量較佳係0.50%以下、更佳係0.25%以下。

再者，Si係具有抑制結晶粒再度晶粒成長之效果的固溶強化元素，若Si含有量過少，則熔接部的結晶粒徑會粗大化，成為熔接部加工後的表面性狀劣化原因。所以，當欲提升熔接部加工後的表面性狀時，較佳係含有0.03%以上的Si。Si含有量更佳係0.05%以上。

Mn：0.01~0.50%

因為Mn會形成MnS而對耐蝕性造成不良影響，因而Mn含有量設定在0.50%以下。Mn含有量較佳係0.30%以下、更佳係0.25%以下。

Mn係固溶強化元素，在熔接部於鋼中存在的固溶Mn 係對強度具貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。但是，若Mn含有量未滿0.01%，則無法獲得此項效果。所以，Mn含有量設定為0.01%以上。Mn含有量較佳係0.05%以上、更佳係0.10%以上。

再者，Mn係具有抑制結晶粒再度晶粒成長效果的固溶強化元素，若Mn含有量過少，則熔接部的結晶粒徑會粗大化，成為熔接部加工後的表面性狀劣化之原因。所以，當欲提升熔接部加工後的表面性狀時，較佳係含有0.03%以上的Mn。Mn含有量更佳係0.05%以上。

P：0.040%以下

若含有P超過0.040%，便會對耐蝕性造成不良影響，因而P含有量設定在0.040%以下。P含有量較佳係0.030%以下。P含有量越低越佳，下限並無特別規定。

S：0.010%以下

因為S會形成MnS夾雜物，對耐蝕性造成不良影響，因而S含有量越少越佳。所以，本發明將S含有量設定在0.010%以下。S含有量較佳係0.0050%以下、更佳係0.0040%以下。S含有量越低越佳，下限並無特別規定。

Cr：20.0~24.0%

Cr係提升耐蝕性的元素，係肥粒鐵系不銹鋼板不可或缺的元素。此項效果係Cr含有量達20.0%以上才明顯，因而Cr含有量設為20.0%以上。Cr含有量較佳係20.5%以上。另一方面，若Cr含量超過24.0%，則伸長會明顯降低。所以，Cr含有量設定在24.0%以下。Cr含有量較佳係22.0%以下、更佳係21.5%以下。

Cu：0.20~0.80%

Cu係對耐蝕性提升具貢獻。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Cu對強度具貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。若含有Cu達0.20%以上便會發揮此項效果。所以，Cu含有量設為0.20%以上。Cu含有量較佳係0.30%以上、更佳係0.40%以上。另一方面，若過度含有Cu，則伸長會降低，因而將Cu含有量設定在0.80%以下。Cu含有量較佳係0.60%以下、更佳係0.50%以下。

Ni：0.01~0.60%

Ni係對耐蝕性提升具貢獻，若含有達0.01%以上便能發揮效果。所以，Ni含有量設定在0.01%以上。Ni含有量較佳係0.05%以上、較佳係0.10%以上。另一方面，若Ni超過0.60%過剩含有，則伸長會降低，因而Ni含有量設定在0.60%以下。Ni含有量較佳係0.40%以下。

Al：0.01~0.08%

Al係對鋼的脫氧具有貢獻，但若未滿0.01%，便無法獲得此項效果。所以，Al含有量設為0.01%以上。另一方面，若Al超過0.08%則過度含有，則在熔接時會大量生成Al氧化物，該Al氧化物會被捲入於熔接熔融部，而對熔接部的耐蝕性造成不良影響。所以，將Al含有量的上限設為0.08%。Al含有量較佳係0.06%以下、更佳係0.05%以下。特佳係0.04%以下。

再者，Al係利用Al系析出物的釘扎效應而抑制熔接部結晶粒之晶粒成長的元素，若含有達0.01%以上，便可發揮熔接部經加工後的表面性狀提升效果。所以，當欲提升熔接部加工後之表面性狀時，Al含有量設為0.01%以上。Al含有量較佳係0.02%以上。另一方面，若過度含有Al，則在熔接部會局部性偏存Al系夾雜物，導致結晶粒的晶粒成長呈不均勻。結果，形成粗大結晶粒與微細結晶粒混雜的不均勻組織，造成熔接部加工後的表面性狀劣化。所以，當欲提升熔接部加工後之表面性狀時，將Al含有量的上限設為0.08%。Al含有量較佳係0.06%以下。

N：0.003~0.020%

因為N會因靈敏化而成為造成熔接部耐蝕性降低的原因，因而N含有量越低越佳。所以，本發明將N含有量設為0.020%以下。N含有量較佳係0.015%以下。另一方面，因為N過度降低會導致製鋼成本增加，所以將N含有量的下限設為0.003%。N量較佳係0.005%以上。

再者，N係具有抑制結晶粒再度晶粒成長效果的固溶強化元素，若N含有量過少，則熔接部的結晶粒徑會粗大化，成為熔接部加工後的表面性狀劣化之原因。所以，當欲提升熔接部加工後的表面性狀時，必須含有0.003%以上的N。N含有量較佳係0.005%以上。

Nb：0.40~0.80%

Nb係氮碳化物形成元素，會固定C、N，抑制因靈敏化造成的熔接部耐蝕性降低。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Nb係對強度具有貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。上述效果係含有Nb達0.40%以上才會發揮。所以，Nb含有量設為0.40%以上。Nb含有量較佳係0.45%以上、更佳係0.50%以上。另一方面，若過剩含有Nb，則伸長會降低，因而Nb含有量設為0.80%以下。Nb含有量較佳係0.75%以下、更佳係0.70%以下。

再者，Nb係利用Nb系析出物的釘扎效應而能抑制熔接部結晶粒之晶粒成長的元素。該等效果係含有Nb達0.40%以上才會發揮。所以，當欲提升熔接部經加工後的表面性狀時，Nb含有量設為0.40%以上、較佳係0.55%以上。

Ti：0.01~0.10%

Ti係與Nb同樣地會形成氮碳化物的元素，固定C、N，抑制因靈敏化造成耐蝕性降低。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Ti對強度具有貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。上述效果係含有Ti達0.01%以上才能發揮。所以，Ti含有量設為0.01%以上。另一方面，若含有Ti超過0.10%，則會因夾雜物而導致表面缺陷，因而上限設為0.10%。Ti含有量較佳係0.05%以下。Ti含有量更佳係0.04%以下。

再者，Ti係利用Ti系析出物的釘扎效應而能抑制熔接部之晶粒成長性的元素。當欲提升熔接部經加工後的表面性狀時，Ti含有量設為0.01%以上。Ti含有量較佳係0.02%以上。另一方面，若過度含有Ti，則在熔接部不會出現Ti系夾雜物局部性偏存，導致結晶粒的晶粒成長不均勻。結果，形成粗大結晶粒與微細結晶粒混雜的不均勻組織，造成熔接部加工後的表面性狀劣化。所以，當欲提升熔接部經加工後的表面性狀時，將Ti含有量設為0.10%以下。Ti含有量較佳係0.08%以下、更佳係0.06%以下。Ti含有量特佳係0.04%以下。

Zr：0.01~0.10%

Zr係與Nb、Ti同樣均屬於氮碳化物形成元素，固定C、N，抑制因靈敏化造成的熔接部之耐蝕性降低。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Zr對強度具有貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。上述效果係Zr含有達0.01%以上才會發揮。所以，Zr含有量設為0.01%以上。另一方面，若Zr含有超過0.10%，則會因夾雜物而導致表面缺陷，因而將Zr含有量的上限設為0.10%。Zr含有量較佳係0.05%以下。

Zr係為確保熔接部良好表面性狀的重要元素。Zr在從熔接熔融部凝固時開始起的冷卻過程中，會微細析出，俾抑制結晶粒粗大化。藉此，Zr對確保經加工後的熔接部良好表面性狀具有貢獻。就從獲得此項效果的觀點，Zr含有量設為0.01%以上。Zr含有量較佳係0.02%以上。另一方面，若過度含有Zr，則熔接部會偏存Zr系夾雜物，導致結晶粒的晶粒成長不均勻，形成粗大結晶粒與微細結晶粒混雜的不均勻組織。結果，不僅熔接後會發生表面缺陷，且熔接部經加工後的表面性狀亦會劣化。依上述，將Zr含有量設為0.10%以下。Zr含有量較佳係0.08%以下、更佳係0.06%以下。

Ti、Zr係在鋼中會形成氮碳化物的元素，提升與沃斯田鐵系不銹鋼間之異材熔接部的耐蝕性。所以，就從確保熔接部耐蝕性的觀點，Ti、Zr較佳係含有一定量以上。又，Ti或Zr並非單獨添加，而是藉由併用Zr與Ti，利用Zr系析出物的生成而抑制生成粗大Ti系析出物，使熔接金屬中的析出物能微細分散，便可確保良好耐蝕性。相關與沃斯田鐵系不銹鋼間之異材熔接部耐蝕性，亦係與Nb同樣重要，必須含有既定量。特別係為確保截至目前沒有的優異異材熔接部耐蝕性，熔接熔融金屬在冷卻凝固過程中，較Zr、Ti更晚形成碳化物的Nb係屬重要。

以上，針對基本成分的組成進行說明，惟本發明亦可更進一步含有以下元素。

V：0.01~0.30%

V係氮碳化物形成元素，抑制因靈敏化造成之熔接部耐蝕性降低。就從獲得此項效果的觀點，V含有量較佳係0.01%以上。另一方面，若過剩含有V，則加工性會降低，因而V含有量上限較佳係0.30%。V含有量更佳係0.20%以下。

Mo：0.01~0.30%

Mo係有助於耐蝕性之提升。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Mo對強度具有貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。就從獲得上述效果的觀點，Mo含有量較佳係0.01% 以上。另一方面，若過度含有Mo，則因為伸長會降低，因而Mo含有量較佳係0.30%以下。Mo含有量更佳係0.20%以下、特佳係0.15%以下。

Co：0.01~0.30%

Co係有助於耐蝕性提升。又，在熔接部於鋼中存在的固溶Co對強度具有貢獻，具有抑制熔接熔融部下垂而獲得優異熔接部形狀的效果。就從獲得上述效果的觀點，Co含有量較佳係0.01%以上。另一方面，若過度含有Co，則因為伸長會降低，因而Co含有量較佳係0.30%以下。Co含有量更佳係0.20%以下、特佳係0.15%以下。

B：0.0003~0.0050%

B係提升熱加工性、二次加工性的元素，就從獲得此項效果的觀點，B含有量較佳係0.0003%以上。B含有量更佳係0.0010%以上。若B含有量超過0.0050%，則會有韌性降低的可能性。所以，B含有量較佳係0.0050%以下。B含有量更佳係0.0030%以下。

Ca：0.0003~0.0050%

Ca係脫氧的有效元素，就從獲得此項效果的觀點，Ca含有量較佳係0.0003%以上。Ca含有量更佳係0.0005%以上。若Ca含有量超過0.0050%，則會有耐蝕性降低的可能性。所以，Ca含有量較佳係0.0050%以下。Ca含有量更佳係0.0020%以下。

Mg：0.0005~0.0050%

Mg係作為怽脫氧劑而作用。就從獲得此項效果的觀點，Mg含有量較佳係0.0005%以上。Mg含有量更佳係0.0010%以上。若Mg含有量超過0.0050%，則會有鋼韌性降低、導致製造性降低的可能性。所以，Mg含有量較佳係0.0050%以下。Mg含有量更佳係0.0030%以下。

REM(稀土族金屬)：0.001~0.050%

REM(稀土族金屬：La、Ce、Nd等原子序57~71的元素)，係提升耐高溫氧化性的元素。就從獲得此項效果的觀點，REM含有量較佳係0.001%以上。REM含有量更佳係0.005%以上。若REM含有量超過0.050%，則在熱軋時會有發生表面缺陷的可能性。所以，REM含有量較佳係0.050%以下。REM含有量更佳係0.030%以下。

Sn：0.01~0.50%

Sn具有在軋延時抑制因促進變形帶生成而造成加工表皮粗糙的效果。就從獲得此項效果的觀點，Sn含有量較佳係0.01%以上。Sn含有量更佳係0.03%以上。若Sn含有量超過0.50%，則會有加工性降低的可能性。所以，Sn含有量較佳係0.50%以下。Sn含有量更佳係0.20%以下。

Sb：0.01~0.50%

Sb係與Sn同樣，具有在軋延時抑制因促進變形帶生成而造成加工表皮粗糙的效果。就從獲得此項效果的觀點，Sb含有量較佳係 0.01%以上。Sb含有量更佳係0.03%以上。若Sb含有量超過0.50%，則會有加工性降低的可能性。所以，Sb含有量較佳係0.50%以下。Sb含有量更佳係0.20%以下。

成分組成中，其餘係由Fe及不可避免的雜質構成。

本發明中，單僅各成分滿足上述成分組成範圍尚嫌不足，尚亦必須合併滿足下式(1)的關係。另外，式(1)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。

3.0≧Nb/(2Ti+Zr+0.5Si+5Al)≧1.5‧‧‧(1)

上述式(1)係藉由將Nb、Ti、Zr、Si及Al的含有量均衡適當化，而獲得熔接熔融部沒有下垂、底切等形狀無不良之優異熔接部形狀的必要條件。上述式(1)的係數係實驗性求得。

雖詳細理由尚不明確，但當Nb含有量偏少時，會有熔接熔融部發生下垂的傾向。在從熔接熔融部凝固時開始的冷卻過程中，鋼中存在的固溶Nb係對強度具有貢獻。所以，若Nb含有量偏少的情況，熔接熔融部在高溫下的強度降低，判斷在熔接熔融部會發生下垂。又，Ti、Zr、Si、Al係屬於容易形成氧化物的元素。若Ti、Zr、Si、Al的含有量過多時，所形成之氧化物會妨礙熔融金屬的流動性，導致熔接熔融部形狀不良。特別係施行異材熔接時，在沃斯田鐵系不銹鋼板與熔融金屬的邊界會有發生底切的情況。所以，為能獲得優異的熔接部形狀，較佳為Ti、Zr、Si、Al的總含有量少、Nb含有量多的含有量均衡。若式(1)的值未滿1.5，則熔接部形狀不良之發生將趨於明顯。相對於此，若式(1)的值達1.5以上，則熔接部形狀變得優異。所以，式(1)的值設為1.5以上。式(1)的值較佳係1.6以上。

另一方面，若Ti、Zr、Si、Al的含有量過少時，從熔接熔融部凝固時開始起的冷卻過程中，析出物量會變少。即，具釘扎效果的析出物量偏少，而導致結晶粒粗大化。又，因為Nb析出物增加導致鋼中的固溶Nb量減少，因而高溫下的熔接熔融部強度降低。依上述，判斷在熔融熔接部會發生下垂。又，若Nb含有量過多，則會有引發熔接熔融部形狀不良的情況。特別係施行異材熔接時，會有在沃斯田鐵系不銹鋼板與熔融金屬的邊界發生底切的情況。雖詳細理由尚不明確，但可認為關聯於溶鋼的表面張力、及熔融池的電弧安定性，會影響熔融金屬的熔湯流動、及朝母材側的濕潤性，因而判斷會發生熔接熔融部形狀不良。所以，為能獲得優異的熔接部形狀，較佳為Ti、Zr、Si、Al的總含有量適度多、Nb含有量不要過剩偏多的含有量均衡。若式(1)的值超過3.0，則熔接部形狀不良之發生趨於明顯。相對於此，若式(1)的值在3.0以下，則熔接部形狀變得優異。所以，式(1)的值設為3.0以下。式(1)的值較佳係2.9以下、更佳係2.8以下。

本發明在滿足上述式(1)情況下，藉由亦滿足下述(2)式，則就連熔接部經加工後仍可實現優異的表面性狀。另外，式(2)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。

2Ti+Nb+1.5Zr+3Al≧0.75‧‧‧(2)

上述式(2)就從在加工後的熔接部能獲得良好表面性狀的觀點係屬有效。若從上述式(2)所求得的值未滿0.75，則加工後的熔接部表面性狀未獲充分提升。相對於此，若從式(2)所求得的值達0.75以上，則加工後的熔接部表面性狀優異。從式(2)所求得的值較佳係達0.80以上。另一方面，就從抑制過度硬質化的觀點、以及確保良好伸長的觀點，從式(2)所求得值的上限較佳係1.00。

Ti、Nb、Zr、Al在鋼中會依氮碳化物、氧化物的形式析出。析出物便利用釘扎效果而提升熔接部的組織均勻性。

然而，單獨添加Ti之鋼在熔接熔融部會發生以下的不良情況。即，從高溫開始析出而凝聚粗大化的Ti系析出物、與在冷卻途中的低溫時所析出微細Ti系析出物混雜。凝聚粗大化Ti系析出物與微細Ti系析出物對晶粒成長的影響不同，會生成粗大粒與微細粒混雜之結晶粒徑不均勻的混粒組織，導致熔接部加工後的表面性狀劣化。

再者，單獨添加Nb之鋼，Nb係從較Ti更低溫便開始析出。所以，在較Ti開始析出溫度域更低的溫度域，可期待由微細Nb系析出物造成的釘扎效果。但是，在Nb未析出的高溫域則無法期待利用析出物造成的釘扎效果，會生成一定量的粗大化結晶粒，導致熔接部加工後的表面性狀劣化。

單獨添加Zr之鋼亦是與Ti同樣地從高溫便開始析出。所以，與單獨添加Ti之鋼同樣，單獨添加Zr之鋼亦成為由粗大粒與微細粒混雜的結晶粒徑不均勻之混粒組織，熔接部加工後的表面性狀劣化。

單獨添加Al之鋼亦是與單獨添加Nb之鋼同樣，從較Ti更低溫開始析出。所以，單獨添加Al之鋼亦是在高溫域無法期待由析出物造成的釘扎效果，會生成一定量的粗大化結晶粒，導致熔接部加工後的表面性狀劣化。

再者，未含既定量Ti、Nb、Zr、Al，且析出物較少時，鋼中並無法均勻分散析出一定量以上的析出物，導致存在有局部性偏存析出物的區域。因而成為析出物分佈及結晶粒徑不均勻的混粒組織。

若熔接部的組織屬於不均勻的混粒組織，便存在有結晶晶界較多的區域與較少的區域。此情況，因加工而導入的應變會偏存於結晶晶界、或其中一部分部分結晶粒內，導致無法均勻的變形，故頗難成良好的表面性狀。

另一方面，藉由複合含有Ti、Nb、Zr及Al，則在熔接部的冷卻過程中會更均勻分散一定量以上的析出物。藉此可獲得析出物分佈與結晶粒徑較均勻的組織。上述式(2)的係數係經考慮實驗結果、以及各個元素之氧及氮間之親和力後而求得。

本發明的肥粒鐵系不銹鋼板係頗適用於施行例如：拉伸加工、彎曲加工、深衝加工、伸出加工等加工的用途。鋼板的板厚並無特別的限定，通常可設為0.10~6.0mm。

再者，本發明的肥粒鐵系不銹鋼板係頗適用於熔接的用途。熔接條件並無特別的限定，只要適當決定便可。上述熔接較佳係TIG熔接。又，利用TIG熔接，製造由肥粒鐵系不銹鋼板與沃斯田鐵系不銹鋼板組合的熔接構件。所以，該TIG熔接亦成為本發明熔接構件的製造方法。

TIG熔接的熔接條件係只要適當決定便可，較佳條件可如下：熔接電壓：8~15V、熔接電流：50~250A、熔接速度：100~1000mm/min、電極：1~5mm鎢電極、表裡保護氣體(Ar氣體)5~40L/min

TIG熔接時所使用的上述沃斯田鐵系不銹鋼板較佳係例如：SUS304、SUS304L、SUS316、SUS316L等。後述實施例係使用SUS304。SUS304係就類似其他沃斯田鐵系不銹鋼三種鋼的熔接性之理由，合理推測使用SUS304所獲得的本發明之效果，即便使用其他沃斯田鐵系不銹鋼板亦可獲得。

另外，本發明的肥粒鐵系不銹鋼板係可使用於同質材彼此間的熔接，亦可使用於與例如沃斯田鐵系不銹鋼、麻田散鐵系不銹鋼、析出系不銹鋼、雙相系不銹鋼等屬於異質材料不銹鋼間的熔接。

本發明之肥粒鐵系不銹鋼板之製造方法並無特別的限定。以下，針對本發明之肥粒鐵系不銹鋼板(特別係冷軋板)的較佳製造方法進行說明。

將上述成分組成的鋼，利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知方法進行熔製，再利用VOD(Vacuum Oxygen Decarburization，真空吹氧脫碳)法等施行二次精錬。然後，利用連續鑄造法或鑄錠-塊料法形成鋼素材(鋼胚)。將該鋼素材加熱至1000℃~1250℃後，於精整溫度700℃~1050℃條件下，依成為板厚2.0mm~8.0mm的方式施行熱軋。將依此製作的熱軋板依850℃~1100℃之溫度施行退火並施行酸洗，接著施行冷軋，再依800℃~1050℃之溫度施行冷軋板退火。經冷軋板退火後施行酸洗，而除去銹皮。經除去銹皮的冷軋板亦可施行表皮輥軋。

[實施例]

以下，針對本發明利用實施例進行具體說明。本發明的技術範圍並不僅侷限於以下實施例。

利用小型真空熔解爐熔製成為表1~3所示成分組成(其餘係由Fe及不可避免的雜質構成)的鋼，形成50kg鋼塊。該等鋼塊加熱至1200℃溫度施行熱軋而形成厚4.0mm的熱軋板。接著，對熱軋板施行在1050℃下保持60秒鐘的熱軋板退火後，經酸洗，利用冷軋形成板厚1.0mm的冷軋板，更施行在950℃下保持30秒鐘的冷軋板退火。利用研磨除去表面的銹皮後，再利用金剛砂研磨紙#600施行精修而完成試體材料。

從依如上述所獲得各鋼板採取試驗片[軋延方向(L方向)200mm×軋延方向的直角方向(C方向)90mm]。對該試驗片，於熔接電壓：10V、熔接電流：90~110A、熔接速度：600mm/min、電極：1.6mm鎢電極、表裡保護氣體(Ar氣體)20L/min的TIG熔接條件下，使板厚1.0mm的SUS304(軋延方向200mm×軋延方向的直角方向90mm)的200mm邊長彼此間進行突接而製得熔接接頭。所以，熔接方向(熔接焊珠方向)平行於軋延方向。

(1)熔接部形狀

從依如上述所獲得之各突接熔接接頭，依試驗片長度方向平行於熔接方向且熔接焊珠位於寬度方向之中心的方式，採取板厚1.0mm×寬15mm×長10mm的試驗片，施行王水蝕刻，實施熔接方向的垂直截面觀察。當有出現熔接熔融部較突接的左右母材位置低0.15mm以上的地方時，便判定有出現下垂(參照圖1(A)「有下垂」)。又，當鄰接母材的部分之熔接熔融部之厚度係具有較母材板厚薄0.15mm以上的地方時，便判定有出現底切(參照圖1(B)「有底切」)。當符合有下垂、或有底切的情況，便判定為熔接部形狀不良「×」。另一方面，將未符合熔接部形狀不良者判定為熔接部形狀良好「○」(參照圖1「熔接部形狀優異」)。結果如表1~3中的「熔接部形狀」欄位所示。

(2)熔接部之耐蝕性

依試驗片長度方向平行於熔接方向、且熔接焊珠位於試驗片寬度方向中心線全長的方式，從各突接熔接接頭採取板厚1.0mm×寬60mm×長度80mm的試驗片，利用#600號研磨紙對表面(熔接時的電極側)施行表面研磨，將背面全面及試驗片外周端部的寬度5mm利用密封帶施行被覆後，將鹽水噴霧(35℃、5% NaCl、2小時)、乾燥(60℃、4小時)、濕潤(50℃、4小時)設為1循環的複合循環腐蝕試驗，合計實施30循環，以熔接焊珠部為中心，測定寬20mm表面部分的起鏽面積率。將起鏽面積率在10%以下的情況評為熔接部耐蝕性佳「○」。將起鏽面積率超過10%的情況評為熔接部耐蝕性不佳「×」。結果如表1~3中的「耐蝕性」欄位所示。

(3)加工後的熔接部之表面性狀

依拉伸方向係與熔接方向呈直角、且熔接焊珠位於試驗片長度方向中心的方式，從突接熔接接頭採取JIS5號拉伸試驗片，利用#600號研磨紙施行表面研磨後，施加20%拉伸塑性應變，於熔接線方向測定熔接部之最大高度粗糙度Rz。所謂「熔接部」係指熔接熔融金屬部與熔接熱影響部。

將拉伸後的熔接部最大高度粗糙度Rz≦10μm情況，評為表面性狀優異「○」。將拉伸後的熔接部最大高度粗糙度Rz> 10μm情況，評為表面性狀未獲明顯提升「×」。表面性狀試驗結果係如表1中的「表面性狀」欄位所示。另外，最大高度粗糙度Rz的測定係根據JIS B 0601(2013)實施。測定長度設為5mm，測定次數係各試料分別實施3次，將單純平均值設為該試料的最大高度粗糙度Rz。

如表1~3所示，本發明鋼均具有優異的熔接部形狀及優異的異材熔接部之耐蝕性。又，亦滿足式(2)條件的情況，加工後的熔接部表面性狀亦優異。相對於此，逾越本發明範圍外的比較鋼係熔接部形狀或熔接部耐蝕性其中一者較差、或者雙方均差。

Claims

一種肥粒鐵系不銹鋼板，依質量%計，含有：C：0.003~0.020%、Si：0.01~1.00%、Mn：0.01~0.50%、P：0.040%以下、S：0.010%以下、Cr：20.0~24.0%、Cu：0.20~0.80%、Ni：0.01~0.60%、Al：0.01~0.08%、N：0.003~0.020%、Nb：0.40~0.80%、Ti：0.01~0.10%、Zr：0.01~0.10%、其餘係由Fe及不可避免的雜質構成，且滿足下式(1)：3.0≧Nb/(2Ti+Zr+0.5Si+5Al)≧1.5．．．(1)另外，式(1)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。
如請求項1之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步滿足下式(2)：2Ti+Nb+1.5Zr+3Al≧0.75．．．(2)另外，式(2)中的元素符號係表示該元素的含有量(質量%)。
如請求項1或2之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有V：0.01~0.30%。
如請求項1或2之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：Mo：0.01~0.30%、Co：0.01~0.30%中之1種以上。
如請求項3之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：Mo：0.01~0.30%、Co：0.01~0.30%中之1種以上。
如請求項1或2之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：B：0.0003~0.0050%、Ca：0.0003~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.001~0.050%、Sn：0.01~0.50%、Sb：0.01~0.50%中之1種以上。
如請求項3之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：B：0.0003~0.0050%、Ca：0.0003~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.001~0.050%、Sn：0.01~0.50%、Sb：0.01~0.50%中之1種以上。
如請求項4之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：B：0.0003~0.0050%、Ca：0.0003~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.001~0.050%、Sn：0.01~0.50%、Sb：0.01~0.50%中之1種以上。
如請求項5之肥粒鐵系不銹鋼板，其中，更進一步依質量%計含有：B：0.0003~0.0050%、Ca：0.0003~0.0050%、Mg：0.0005~0.0050%、REM：0.001~0.050%、Sn：0.01~0.50%、Sb：0.01~0.50%中之1種以上。