TWI694161B - 麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼板的製造方法以及彈簧構件 - Google Patents

麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼板的製造方法以及彈簧構件 Download PDF

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Abstract

本發明之課題係提供耐延遲破壞性優異之高強度麻田散鐵系不鏽鋼板。

本發明之解決手段為提供一種麻田散鐵系不鏽鋼板，係具有下述之化學組成：以質量%計為，C：0.10至0.15%、Si：0.05至0.80%、Mn：0.05至2.00%、P：0.040%以下、S：0.003%以下、Ni：0.05至0.50%、Cr：11.0至15.0%、Cu：0.02至0.50%、N：0.005至0.06%、Al：0.001至0.20%、Mo：0至1.00%、V：0至0.50%、B：0至0.01%，殘餘部分Fe以及無法避免的雜質，M值=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo-10V+9Cu-52Al+470N+189為100以上；且等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數密度為每0.01mm2為15.0個以下，0.2%耐力為1100N/mm2以上。

Description

麻田散鐵系不鏽鋼板及麻田散鐵系不鏽鋼板的製造方法以及彈簧構件
本發明有關於一種高強度麻田散鐵系不鏽鋼板以及高強度麻田散鐵系不鏽鋼板之製造方法，該高強度麻田散鐵系不鏽鋼板係適合於汽車座位安全帶的卷收器(retractor)發條彈簧、電子機器零件用彈簧、墊片(gasket)、金屬襯墊(metal packing)等對鋼板素材施以剪切加工和彎曲加工而製作之彈簧構件。此外，本發明係有關於使用該麻田散鐵系不鏽鋼板所製作之彈簧構件。
已知道準安定沃斯田體系不鏽鋼係適合於彈簧材之不鏽鋼物種。例如，專利文獻1中揭示將經時效處理後的楊氏模數高的準安定沃斯田體系不鏽鋼應用於座位安全帶用卷收器發條。專利文獻2揭示一種即使暴露在腐蝕環境下亦可維持優異的強度之準安定沃斯田體系不鏽鋼。專 利文獻3揭示一種準安定沃斯田體系不鏽鋼，係可省略調質軋延與時效處理，且由再結晶組織、未再結晶組織以及微細析出物所構成。
準安定沃斯田體系不鏽鋼由於Ni含量多，故價格高。麻田散鐵系不鏽鋼亦被認為是有用於可應用於彈簧材用途且較為便宜的不鏽鋼種。但是，麻田散鐵系不鏽鋼一般有著「彎曲性」差的缺點。
專利文獻4揭示一種鐵氧體(ferrite)+麻田散鐵複合相組織不鏽鋼。此技術係藉由混合較麻田散鐵相更富有延展性的鐵氧體相，以提升對彈簧形狀的加工性。但是，鐵氧體相係軟質，故在使用於卷收器發條彈簧或電子機器零件用彈簧等，以往應用準安定沃斯田體系不鏽鋼般的彈簧構件用途時，於強度方面有無法充分滿足之情形。
專利文獻5至8揭示一種麻田散鐵+沃斯田體複相組織不鏽鋼。該等鋼係藉由存在較鐵氧體相更加富有延展性的沃斯田體相以可得到良好的彎曲性。但是，專利文獻5的技術由於利用Cr氮化物，故容易引起耐腐蝕性的減低。專利文獻6至8的技術就合金元素之點而言係可節省高價的Ni，但因為變得需要使碳(C)分配在沃斯田體相中的熱處理，故製造成本會變高，而期望在提供便宜的彈簧用不鏽鋼板之點有進一步的改善。
專利文獻9揭示一種於麻田散鐵系不鏽鋼中藉由控管夾雜物(inclusion)的形態以確保良好的彎曲性之技術。藉此，可提供高強度且彎曲性與耐腐蝕性亦優異的麻田散鐵系不鏽鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1] 日本特開平9-263894號公報
[專利文獻2] 日本特開2007-113068號公報
[專利文獻3] 日本特開2002-194506號公報
[專利文獻4] 日本特開2004-99990號公報
[專利文獻5] 日本特開平5-171282號公報
[專利文獻6] 日本特開2016-60936號公報
[專利文獻7] 日本特開2000-129400號公報
[專利文獻8] 日本特開2015-86405號公報
[專利文獻9] 日本特開2016-6222號公報
藉由上述專利文獻9的技術，除了汽車引擎周邊所使用之金屬墊片用途之外，亦期待麻田散鐵系不鏽鋼可普及至包含卷收器發條彈簧之各種彈簧的用途。但是，若考慮到在各種腐蝕環境下之使用，則可理解在麻田散鐵系鋼種的情況下，提升對於延遲破壞的抵抗力亦為重要。本案申請人使用專利文獻9所揭示的鋼種來製作具有麻田散鐵組織的高強度鋼板，並對經施加U字彎曲的試驗片調查在嚴苛條件下的耐延遲破壞性(delayed fracture resistance)。該調查之結果為，確認到相較於具有同等強度等級的沃斯田體系不鏽鋼種，係在短時間就會產生破裂。這種延遲破壞咸認是起因於應力腐蝕破裂。
本發明之目的在於提供於麻田散鐵系不鏽鋼板中之具有良好的彎曲性、高強度、且耐延遲破壞性優異者。
於麻田散鐵系不鏽鋼的鋼板製造程序中，通常是藉由對熱軋鋼板實施在Ac1點以下之長時間的退火，進行使在熱軋過程產生之麻田散鐵相分解成鐵氧體相+碳氮化物的處理。此熱處理於本說明書係稱為「熱軋板退火」。藉由熱軋板退火使硬質的麻田散鐵相盡可能地消失並讓鋼板軟質化一事，就其後之冷軋延步驟中製造薄板材而言是重要的。藉由冷軋延而調整為目標板厚之鋼板，於加熱至沃斯田體相為安定的高溫後，接受急冷的熱處理，調整為高強度的麻田散鐵組織。此最終的熱處理於本說明書係稱為「精加工退火」。
在精加工退火中，於熱軋板退火生成之碳氮化物的固溶化反應會進行，但在營業生產中，於薄板段階實施使碳氮化物完全固溶並消失的高溫、長時間的保持加熱於係有著困難性，此外，一般而言亦未發現有作成該種組織狀態的必要性。因此，麻田散鐵系不鏽鋼板的基質(金屬基底)中，通常分散有未完全溶解而殘留之碳氮化物。此未溶解而殘留之碳氮化物於本說明書係稱為「未溶解碳氮化物」。在此，「碳氮化物」係指由碳以及氮之一者或兩者與金屬元素結合之化合物相所構成的粒子。幾乎不含氮的碳化物粒子、或是幾乎不含碳的氮化物粒子，亦屬於本說明書所稱之「碳氮化物」。另外，構成碳氮化物之碳，咸認主要是以M23C6(M係構成Cr、Fe等基質之金屬元素)之形態與金屬元素結合。藉由EPMA(電子射線微量分析)或EDX(能量分散型X射線分析)等分析手法，可確認分散於基 質中之粒狀相為碳氮化物。
發明者們詳細研究的結果，發現於麻田散鐵系不鏽鋼板中造成問題的上述延遲破壞，可藉由嚴格限制尺寸大的碳氮化物的存在量來顯著地抑制。存在於精加工退火後的麻田散鐵組織中之尺寸大的碳氮化物為上述之未溶解碳氮化物。此種碳氮化物咸認係發揮作為氫陷阱(trap site)之功能，在應力腐蝕破裂環境下成為氫的供給源。推測該氫會誘導應力腐蝕破裂而成為延遲破壞的原因。另外，咸認析出粒子之中亦存在著有將所補捉之氫拘束在粒子附近的能力高且有益於抑制氫擴散至鋼中者。但是，尺寸大的碳氮化物係拘束氫的力量弱，而無法發揮如此的有益作用。本發明係基於如此的見解而完成者。
上述目的係藉由麻田散鐵系不鏽鋼板而達成，該麻田散鐵系不鏽鋼板係具有下述之化學組成：以質量%計為，C：0.10至0.15%、Si：0.05至0.80%、Mn：0.05至2.00%、P：0.040%以下、S：0.003%以下、Ni：0.05至0.50%、Cr：11.0至15.0%、Cu：0.02至0.50%、N：0.005至0.06%、Al：0.001至0.20%、Mo：0至1.00%、V：0至0.50%、B：0至0.01%，殘餘部分為Fe以及無法避免的雜質，以下述(1)式決定之M值為100以上；且具有基質為麻田散鐵相，於與軋延方向及板厚方向平行之剖面(L剖面)中，等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數密度為每0.01mm2為15.0個以下之金屬組織；軋延方向之0.2%耐力為1100N/mm2以上。
M值=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo-10V+9Cu-52Al+470N+189．．．(1)
在此，於(1)式之元素記號之位置係代入該元素的以質量%表示之含量值，未含有之元素則是代入0(零)。
上述麻田散鐵系不鏽鋼板係可藉由下述製造方法製得：於依序具有熱軋延、熱軋板退火、冷軋延、精加工退火之步驟的鋼板製造程序中，在熱軋板退火步驟藉由於750至850℃之溫度範圍保持6小時以上，使麻田散鐵相分解成鐵氧體相+碳氮化物，並在精加工退火步驟於1020至1100℃的溫度範圍保持4秒以上。上述冷軋延之步驟可夾著中間退火進行複數次的冷軋延。
此外，於本發明提供一種彈簧構件，該彈簧構件係使用上述麻田散鐵系不鏽鋼板。
依據本發明，可提供彎曲性良好的高強度麻田散鐵系不鏽鋼板中之耐延遲破壞性經顯著改善者。該鋼板適合於汽車座位安全帶的卷收器發條彈簧、電子機器零件用彈簧、墊片、金屬襯墊等，於各種使用環境中可得到較以往的麻田散鐵系鋼種更高的可靠性。此外，亦期待取代用以往廣泛使用於該等用途之沃斯田體系鋼種，在成本方面亦為有利。
第1圖係表示涉及鋼板的特性良好與否之於熱軋板退火溫度與精加工退火中在1020℃以上的保持時間之影響之圖表。
第2圖係本發明例之No.A1-1之L剖面的SEM照片。
第3圖係比較例之No.A1-4之L剖面的SEM照片。
〔化學組成〕
以下，有關於鋼組成之「%」，在無特別說明時係指「質量%」。
C係沃斯田體之形成元素，對於麻田散鐵相的強化為有效。C含量過少時，則無法充分發揮上述的強化作用。此外，在精加工退火的加熱溫度下用以作成沃斯田體相組織之成分調整(後述M值之調整)也會變得難以進行。C含量必須為0.10%以上。但是，C含量變多時，未溶解碳氮化物的量會增加，而變得難以將尺寸大的碳氮化物的存在量調整成後述既定的範圍。此外，在精加工退火的冷卻過程會導致於粒界析出新的Cr碳化物，而成為耐腐蝕性減低的主要原因。種種檢討的結果是，C含量係限制在0.15%以下。
Si係有效的脫氧劑。對將麻田散鐵相硬質化之鋼材的高強度化為有效。為了引出該等作用，理想係確保0.05%以上的Si含量，亦可管理為在0.20%以上。但是，過度添加Si會成為加工性和靭性減低的主要原因。此外，使M值成為既定值以上之成分調整也會變困難。Si含量係限制在0.80%以下，亦可為0.60%以下。
Mn為沃斯田體形成元素，為了使M值成為既定值以上，理想係確保0.05%以上的Mn含量。亦可管理成在0.10%以上。但是，Mn含量變得過多時，沃斯田體相的安定度會變高，而有精加工退火後存在殘留的沃斯田體相，強度減低之情形。Mn含量係限制在2.00%以下，亦可管 理成在1.00%以下的範圍。
P係使靭性減低的元素，S類係形成MnS等而使耐腐蝕性減低的元素，故理想為該等元素的含量低。檢討的結果，P係容許在0.040%以下，S係容許在0.003%以下的範圍含有。但是，過度低P化、低S化會使製鋼的負擔增大，故通常調整在P含量為0.001%以上，S含量為0.0003%以上的範圍即可。
Ni係沃斯田體形成元素，為了使M值為既定值以上，理想係確保有0.05%以上的Ni含量。亦可管理成在0.10%以上。但是，Ni含量變得過多時沃斯田體相的安定度會變高，在精加工退火後存在殘留沃斯田體相，而有強度減低之情形。此外，亦會導致製造成本的上昇。Ni含量係限制在0.50%以下。
Cr係作為賦予不鏽鋼所必要之耐腐蝕性之必須的元素。但是，Cr係鐵氧體形成元素，故Cr含量變多時，為了形成麻田散鐵組織，會產生增加C、N、Ni、Mn等沃斯田體形成元素的含量之必要，而導致鋼材成本上昇。此外，含有大量的Cr係成為靱性減低的主要原因。本發明係以Cr含量為11.0至15.0%之鋼為對象。亦可管理成在11.5至13.5%的範圍。
Cu係沃斯田體形成元素，對將M值調整為既定值以上係屬有效。此外，在微量添加的範圍亦有提升耐腐蝕性的作用。理想係確保Cu含量在0.02%以上。含有大量的Cu，反而會成為導致耐腐蝕性減低的主要原因。Cu含量係設為0.50%以下。
N係沃斯田體形成元素，與C同樣的對於麻田散鐵相的強化為有效。N與C相比，優點係有著即使在精加工退火時的冷卻速度變得 比較緩和的情況下，亦容易停留在固溶於基質中的狀態，但上述的強化作用係若於C。經各種檢討的結果，N含量係設為0.005至0.06%。
Al係具有強力的脫氧作用之元素，但如專利文獻9所揭示，相較於以Al單獨脫氧，以Si脫氧為主的脫氧者，在將氧化物系夾雜物軟質化而減輕加工性與耐疲勞特性的各向異性上係屬有利。在此，係以使鋼中的總Al量為0.001%以上的方式進行精鍊。Al含量增大時，會有對靱性造成不良影響之情形。此外，Al為鐵氧體形成元素，因此當大量含有時，用以得到麻田散鐵組織之成分調整會變得困難。Al含量係限制為0.20%以下，亦可管理成在0.10%以下，或是0.05%以下。
Mo係對於提升耐腐蝕性為有效的元素，故可視需要而添加。為了充分得到該作用，確保0.10%以上的Mo含量係更為有效。但是，大量含有Mo係成為導致製造成本上昇的主要原因。此外，Mo係鐵氧體形成元素，故大量含有時，用以得到麻田散鐵組織之成分調整會變得困難。添加Mo時，理想係係在1.00%以下的含量範圍進行。
V、B係在製造性、強度、耐疲勞特性等之改善上為有效的元素。可視需要而添加該等之1種以上。V係設為0.50%以下，Nb係設為0.50%以下，B係設為0.010%以下之含量範圍。更有效果的含量範圍係V：0.01至0.50%、B：0.0005至0.01%。
以下述(1)式決定的M值成為100以上的方式來調整各元素含量。
M值=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo-10V+9Cu-52Al+470N+189．．．(1)
在此，於(1)式之元素記號的位置係代入該元素以質量%表示之含量之值，未含有之元素則係代入0(零)。
上述M值係表示在精加工退火的加熱之後冷卻到常溫為止時，生成之麻田散鐵相的量(體積%)之指標。藉由設為使M值成為100以上之化學組成，以精加工退火溫度使基質成為沃斯田體相占100%之組織，而可在精加工退火的冷卻過程得到麻田散鐵組織(基質為由麻田散鐵相所構成之組織的狀態)。
〔碳氮化物之個數密度〕
如上述般，已知減低分布在麻田散鐵組織中之尺寸大的碳氮化物之存在量是極為有效之改善以高強度麻田散鐵系不鏽鋼板作為素材之構件的耐延遲破壞性之手法。詳細檢討的結果是，調整成為於與軋延方向及板厚方向平行之剖面(L剖面)中之等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數密度為每0.01mm2為15.0個以下之金屬組織。咸認等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物係成為鋼中的補氫陷阱，但另一方面，因為對氫的拘束力弱，故在應力腐蝕破裂環境亦會揮發作為氫供給源的功能。此種碳氮化物係於精加工退火的加熱保持中不會完全溶解在基質中之殘餘的尺寸大的「未溶解碳氮化物」。此外，得知若是設為等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數密度為每0.01mm215.0個以下之金屬組織，則可同時得到改善高強度麻田散鐵系不鏽鋼的彎曲性之效果。
若要將尺寸大的碳氮化物之數目調整成為上述的範圍，則下列三者係為重要：(i)將化學組成設為上述規定範圍，(ii)以熱軋板退火使加熱保持溫度不變得過高，而防止在麻田散鐵相分解成鐵氧體相與碳氮化物 之際所生成的碳氮化物的粗大化，(iii)將精加工退火溫度設為1020℃以上以促進碳氮化物的溶解。亦即，可藉由組合該等(i)至(iii)之全部條件來得到安定的上述所期望的組織狀態。
〔0.2%耐力〕
考慮應用於卷收器發條彈簧或電子機器零件用彈簧等彈簧構件之用途，本發明係以軋延方向之0.2%耐力為1100N/mm2以上之強度等級的麻田散鐵系不鏽鋼板為對象。更佳為1150N/mm2以上。為了得到如此之強度等級，重要的是將化學組成設為上述規定範圍，以及將精加工退火溫度設為1020℃以上。另外，軋延方向之拉伸強度理想係1350N/mm2以上，斷裂拉伸理想係6.0%以上。
〔製造方法〕
依據本發明之麻田散鐵系不鏽鋼板係可利用一般的不鏽鋼板製造程序而得到，該一般的不鏽鋼板製造程序依下述順序具有：熱軋延、熱軋板退火、冷軋延、〔中間退火、冷軋延〕、精加工退火之步驟。上述〔〕內者為任意的步驟，意指該等步驟可實施1次以上。以下就各步驟進行說明。
(熱軋延)
將連續鑄造扁鋼板(continuous cast slab)等鑄片加熱至1100至1300℃後，以通常的手法實施熱軋延，得到熱軋鋼板。熱軋鋼板之板厚例如可設為3.0至6.0mm，卷取溫度例如可設為650至800℃。
(熱軋板退火)
熱軋延結束後，所謂的「as hot」的熱軋鋼板係具有由麻田散鐵相、鐵氧體相、碳氮化物等所構成的硬質組織，而難以直接進入冷軋延步驟。熱 軋板退火係使用批次式之熱處理爐，將硬質的麻田散鐵相分解成鐵氧體相與碳氮化物，使之軟質化的熱處理。加熱保持溫度雖然需要在Ac1點以下，但本發明係更加限制在850℃以下的溫度。若成為高於前述限制的溫度時，則麻田散鐵相的分解反應所產生的碳氮化物會粗大化，而於後述的精加工退火中無法謀求充分的固溶化。其結果係會成為尺寸大的未溶解碳氮化物多的組織狀態。另一方面，加熱保持溫度過低時，則軟質化會變得不充分。檢討的結果係須要加熱至750℃以上。藉由將在750至850℃之加熱保持時間設成6小時以上，使麻田散鐵相分解成鐵氧體相與碳氮化物，以謀求軟質化。溫度以及加熱保持時間可隨著熱軋鋼板的組織狀態而在上述的範圍內調整。加熱保持時間變得過長時，生產性會減低。通常，理想係將在750至850℃之加熱保持時間設定為30小時以內的範圍。加熱保持後，可在大氣中冷卻。
(冷軋延，中間退火)
將熱軋板退火結束之已軟質化的鋼板進行酸洗後，進行冷軋延。對應最終的目標板厚，實施1次或複數次的冷軋延步驟。實施複數次的冷軋延步驟時，各冷軋延步驟間可進行中間退火。中間退火例如可將條件設為750至850℃、均熱0秒至2分鐘。在此，均熱0秒係指在材料溫度到達既定的溫度後，立即開始冷卻的加熱模式。冷軋延率(進行複數次的冷軋延時則係在各冷軋延步驟之軋延率)較佳係設定在30至70%的範圍。軋延率R(%)係由下述(2)式決定。
R=(h0-h1)/h0×100．．．(2)
其中，h0係軋延前的初始板厚(mm)，h1係最終軋延道次後的板厚(mm)。
最終的冷軋延後的板厚例如可設為0.15至2.0mm。
(精加工退火)
精加工退火係為了得到最終之麻田散鐵組織鋼板而在沃斯田體單相溫度區域進行加熱之熱處理。因為在此熱處理係可進行碳氮化物的固溶化，故在謀求麻田散鐵系不鏽鋼的高強度化上亦屬重要。滿足上述的成分組成，且經以M值設為100以上的方式調整過成分的鋼，係在Ac1點以上具有成為沃斯田體單相之溫度區域。在沃斯田體單相溫度區域加熱後，若冷卻至常溫附近，則可以得到麻田散鐵組織。此外，若使加熱保持時間長，則由於碳氮化物的固溶化會進行，因此若是升溫至沃斯田體單相溫度區域，便可充分得到例如軋延方向之0.2%耐力為1100N/mm2以上之強度等級。但是，依據發明者們的檢討，得知若要將尺寸大的未溶解碳氮化物的存在量控制成如上述般少的話，則例如以1000℃×均熱60秒左右的加熱並不充分，而需要加熱至更高溫的區域。
具體而言，須要在1020至1100℃保持4秒以上。亦即，將最高到達材料溫度設為1020至1100℃，並將材料溫度維持在1020℃以上的時間(以下，稱為「1020℃以上之保持時間」)設為4秒以上。材料溫度係板厚中央部的溫度。板厚中央部的溫度可由爐溫、板厚、鋼板的爐內停留時間、鋼板的表面溫度測定值來得知。實際操作係可使用連續退火爐實施。此時，基於從爐內各區域的加熱條件、板厚、產線速度的數據所導出之加熱模式(時間-材料溫度曲線)，可控制最高到達材料溫度以及1020℃以上之保持時間。另外，在最高到達材料溫過高之情況，或1020℃以上之保持時間過長的情況下，氧化垢會變厚，其後之脫垢變得困難。因此，最高 到達材料溫度係設為1100℃以下。1020℃以上之保持時間理想為4至30秒，更理想為5至20秒。加熱保持後的冷卻可為水冷，大氣冷卻的任一種方法，但理想是將從500℃至100℃為止的平均冷卻速度設為2℃/秒以上，更佳係設為10℃/秒以上。
第1圖係顯示使用後述表1之鋼A1，對熱軋板退火溫度(保持時間24小時)、於精加工退火中在1020℃以上之保持時間進行各種組合而製作出的試料，將特性的良好與否進行作圖而成之圖表。○作圖指軋延方向之0.2%耐力為1100N/mm2以上，且在延遲破壞試驗的斷裂時間為72小時以上者(強度/耐延遲破壞性均衡；良好)，×作圖係軋延方向之0.2%耐力為未達1100N/mm2，或在延遲破壞試驗的斷裂時間為未達72小時者(強度/耐延遲破壞性之均衡：不良)。試驗方法係如後述。可知將熱軋板退火與精加工退火的兩者設定成本發明所規定之條件時，可以得到強度/耐延遲破壞性之均衡為優異之麻田散鐵系不鏽鋼板。
[實施例]
熔製表1所示之鋼，得到鑄片。將鑄片於1150至1250℃加熱60分鐘後，實施熱軋延，於卷取溫度680至800℃得到板厚4.5mm之熱軋鋼板。將熱軋鋼板的捲料(coil)裝入鐘型退火爐，並以表2所示之條件進行熱軋板退火。加熱保持後，在爐內進行大氣冷卻。將熱軋板退火結束後之鋼板進行酸洗後，以表2所示之條件供以2次或3次的冷軋延。在各冷軋延之間係以表2所示之溫度進行均熱0秒之中間退火以及酸洗。表2中所記載之第1、第2以及第3冷軋延，係分別意指第1次、第2次以及第3次之冷軋延。此外，在第2冷軋延之前進行的第1次中間退火係記載 為「第1中間退火」，第3冷軋延之前進行的第2次中間退火係記載為「第2中間退火」。對最後的冷軋延步驟結束後得到之冷延鋼板使用連續退火爐，並以表2所示條件實施精加工退火。在精加工退火的加熱後，係藉由大氣冷卻並將從500℃至100℃為止之平均冷卻速度設為20至30℃的範圍，而冷卻至常溫附近的溫度。精加工退火後係進行酸洗。將所得鋼板作為受測材，進行以下的調查。
〔尺寸大的未溶解碳氮化物之個數密度〕
對於與軋延方向及板厚方向平行之剖面(L剖面)製作以草酸電解蝕刻精加工之觀察面，藉由SEM(掃描型電子顯微鏡)觀察。隨機地選擇不重複的複數個視野，觀察合計為0.2mm2的面積。以圖像處理軟體測定在各視野所觀測到之碳氮化物粒子的面積，並計算等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數，求得該等的合計個數，換算成每0.01mm2之個數密度。另外，於各視野之觀察中，對於粒子之一部分超出視野外部的粒子，係以藉由存在於視野內的部分的面積所算出之等效圓直徑為1.0μm以上者作為計算對象。
第2圖係列示本發明例之No.A1-1之L剖面的SEM照片。第3圖係列示比較例之No.A1-4之L剖面的SEM照片。照片中箭頭所示之粒子即係等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物。兩者雖然是來自有化學組成相同之熱軋鋼板，但是可知本發明例之第2圖者與比較例之第3圖者相比，尺寸大的碳氮化物之存在量係非常少。
〔拉伸特性〕
使用JIS 13B號試驗片，根據JIS Z2241：2011進行軋延方向之拉伸 試驗，藉由支距法(offset method)求得0.2%耐力(N/mm2)、拉伸強度(N/mm2)、斷裂拉伸(%)。
〔硬度〕
依據JIS Z2244：2009，測定鋼板表面的維氏硬度HV1。
〔耐延遲破壞性〕
根據JIS G0576：2001的B法，使用長方向為軋延方向之寬15mm×長80mm之試驗片來製作U字彎曲試驗體，藉由以30%氯化鈣溶液(pH3.5±0.1)在80±1℃之單純浸漬來實施應力腐蝕破裂試驗。斷裂的有無係從浸漬開始後算起到8小時為止之每1小時進行檢查，之後則係每24小時進行檢查。將從試驗開始到算起至最先確認到有斷裂的檢查為止的經過時間設為該試料的斷裂時間(h)。例如，斷裂時間為96小時之試料，係評估為具有至少至經過72小時為止不斷裂的性能。試驗數目設為n=3，採用斷裂時間最短的試料之成績作為該材料的斷裂時間。在此，係將最常被使用作為彈簧用素材之準安定沃斯田體系不鏽鋼SUS301-CSP/H材的斷裂時間作為基準，而將斷裂時間72小時以上者判定為合格(耐延遲破壞性：良好)。
〔彎曲性〕
依據JIS Z2248：2006的V塊(V-block)法，以10kN的力將前端半徑0.2至1.0mm、角度90°的V塊壓抵於以彎曲稜線與軋延方向並行的方式所採取之寬25mm、長50mm的試驗片，評估彎曲性。以各前端半徑進行3次試驗，並目視確認彎曲稜線有無破裂，將3次均未確認到破裂的最小半徑設為臨界彎曲半徑。
將以上的結果表示於表3。於綜合評估欄中，係將軋延方向之0.2%耐力具有1100N/mm2以上之強度等級，且具有斷裂時間為72小時以上之耐延遲破壞性者表示為○(強度/耐延遲破壞性均衡：良好)，除此以外者係表示為×(強度/耐延遲破壞性均衡：不良)。
Figure 108103534-A0202-12-0018-1
Figure 108103534-A0202-12-0019-2
Figure 108103534-A0202-12-0020-4
本發明之例均係控制成為尺寸大的未溶解碳氮化物的存在量少的麻田散鐵組織，藉此呈現屬於麻田散鐵系不鏽鋼之優異的強度/耐延遲破壞性均衡。另外，就本發明例的受測材而言，確認到臨界彎曲半徑為0.2至0.6mm，與臨界彎曲半徑為0.8至1.0mm的比較例相比，係具有良好的彎曲性。
相對於此，比較例之No.A1-4係以1000℃×均熱60秒進行精加工退火者，由於精加工退火溫度低，故即便有60秒的加熱保持，仍殘留有較多尺寸大的未溶解碳氮化物。其結果係耐延遲破壞性的改善並不充分。No.A1-5、A2-5、A3-5的熱軋板退火溫度太高，因此藉由麻田散鐵相的分解所生成之碳氮化物係粗大化，而在精加工退火後殘留有較多尺寸大的未溶解碳氮化物。其結果係耐延遲破壞性不佳。No.A2-4、A3-4於精加工退火中1020℃以上之保持時間短，故尺寸大的未溶解碳氮化物的存在量變多，耐延遲破壞性差。No.B1-1、B1-2係鋼的C含量高，故碳氮化物的生成量變多，隨之，在精加工退火後殘留有較多尺寸大的未溶解碳氮化物，故耐延遲破壞性不佳。No.B2-1具有M值為低的化學組成，故成為含有軟質的鐵氧體相之複相組織，0.2%耐力低。

Claims (4)

  1. 一種麻田散鐵系不鏽鋼板，係具有下述化學組成：以質量%計為，C：0.10至0.15%、Si：0.05至0.80%、Mn：0.05至2.00%、P：0.040%以下、S：0.003%以下、Ni：0.05至0.50%、Cr：11.0至15.0%、Cu：0.02至0.50%、N：0.005至0.06%、Al：0.001至0.20%、Mo：0至1.00%、V：0至0.50%、B：0至0.01%，殘餘部分為Fe以及無法避免的雜質，且以下述(1)式決定之M值為100以上；具有基質為麻田散鐵相，且於與軋延方向及板厚方向平行之剖面(L剖面)中等效圓直徑為1.0μm以上之碳氮化物之個數密度為每0.01mm 2為15.0個以下之金屬組織；軋延方向之0.2%耐力為1100N/mm 2以上；M值=420C-11.5Si+7Mn+23Ni-11.5Cr-12Mo-10V+9Cu-52Al+470N+189．．．(1)在此，於(1)式之元素記號之位置係代入該元素以質量%表示的含量之值，未含有之元素則係代入0(零)。
  2. 一種申請專利範圍第1項所述之麻田散鐵系不鏽鋼板之製造方法，於依序具有熱軋延、熱軋板退火、冷軋延、精加工退火的步驟之鋼板製造程序中，在熱軋板退火步驟藉由於750至850℃之溫度範圍保持6小時以上，使麻田散鐵相分解成鐵氧體相+碳氮化物，並在精加工退火步驟於1020至1100℃的溫度範圍保持4秒以上。
  3. 一種申請專利範圍第1項所述之麻田散鐵系不鏽鋼板之製造方法，於依序具有熱軋延、熱軋板退火、夾著中間退火之複數次的冷軋延、 精加工退火的步驟之鋼板製造程序中，在熱軋板退火步驟藉由於750至850℃之溫度範圍保持6小時以上，使麻田散鐵相分解成鐵氧體相+碳氮化物，並在精加工退火步驟於1020至1100℃之溫度範圍保持4秒以上。
  4. 一種彈簧構件，係使用申請專利範圍第1項所述之麻田散鐵系不鏽鋼板。
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