TWI764540B

TWI764540B - 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼

Info

Publication number: TWI764540B
Application number: TW110102917A
Authority: TW
Inventors: 髙橋伸幸; 岡本晃彦; 古庄千紘; 高林宏之; 小柳禎彦
Original assignee: 日商大同特殊鋼股份有限公司
Priority date: 2020-02-04
Filing date: 2021-01-27
Publication date: 2022-05-11
Also published as: JP2021123792A; TW202132586A

Abstract

本發明係關於一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其包含：0 ＜ C ＜ 0.10質量%，0 ＜ Si ≤ 0.20質量%，0 ＜ Mn ≤ 1.00質量%，8.0質量% ≤ Ni ≤ 15.0質量%，8.0質量% ≤ Cr ≤ 14.0質量%，0.4質量% ≤ Nb ≤ 2.50質量%，及其餘係Fe及無可避免的雜質。

Description

沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼

本發明係關於一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，及更特定言之係關於一種於室溫下之強度及韌度優異及於低溫下之韌度優異的沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼。

沉澱硬化不鏽鋼係指其中將少量Al、Cu、Mo、Ti、或其類似物添加至Cr-Ni不鏽鋼，且金屬間化合物藉由熱處理沉澱於基質相中的鋼。沉澱硬化不鏽鋼根據基質相的結構而被分類為麻田散鐵系不鏽鋼、半沃斯田鐵系不鏽鋼、及沃斯田鐵系不鏽鋼。其中，沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼諸如SUS 630、PH 13-8 Mo、或Custom 465的抗腐蝕性、強度、及韌度優異，及因此被使用於航空太空結構元件或其類似者中。

關於此一沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，迄今為止已作出各種提案。舉例來說，專利文獻1揭示一種其中分散及沉澱金屬間化合物的沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，該麻田散鐵系不鏽鋼包含0.1質量%以下的C、11質量%以上及13質量%以下的Cr、7.5質量%以上及11質量%以下的Ni、0.9質量%以上及1.7質量%以下的Al、0.85質量%以上及1.35質量%以下的Mo、1.75質量%以上及2.75質量%以下的W，及其餘為Fe及無可避免的雜質，其中Mo含量及W含量滿足預定關係。該文獻描述此一沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼在機械強度與韌度之間具有高度平衡且具有優異的抗腐蝕性。

專利文獻2揭示一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量計包含，C: 0.1%以下，Cr: 11%至13%，Ni: 10.5%至11.5%，Al: 0.25%以下，Ti: 0.9%至1.5%，Mo + 0.5 W: 0.5%至1.5%，Si: 1.0%以下，Mn: 1.0%以下，Mo/W (質量%比): 0.4至0.6，及其餘係鐵及無可避免的雜質。該文獻描述此一沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼具有優異的結構穩定性、機械特性、及抗腐蝕性。

專利文獻3揭示一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量計包含，0.1%以下之C，0.1%以下之N，9.0%以上及14.0%以下之Cr，9.0%以上及14.0%以下之Ni，0.5%以上及2.5%以下之Mo，0.5%以下之Si，1.0%以下之Mn，0.25%以上及1.75%以下之Ti，0.25%以上及1.75%以下之Al，及其餘係Fe及無可避免的雜質。該文獻描述此一沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼具有優異的結構穩定性、強度、韌度、及抗腐蝕性且不需要深冷處理(sub-zero treatment)。

專利文獻4揭示一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其以質量計包含，0.05%以下之C，0.05%以下之N，10.0%以上及14.0%以下之Cr，8.5%以上及11.5%以下之Ni，0.5%以上及3.0%以下之Mo，1.5%以上及2.0%以下之Ti，0.25%以上及1.00%以下之Al，0.5%以下之Si，1.0%以下之Mn，及其餘係Fe及無可避免的雜質。該文獻描述此一沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼具有優異的結構穩定性、強度、韌度、及抗腐蝕性且不需要深冷處理。

專利文獻5揭示一種抗腐蝕性麻時效合金(maraging alloy)，其不為沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼但包含47.4重量%至82.4重量%之Fe，6重量%至9重量%之Ni，11重量%至15重量%之Cr，0.5重量%至6重量%之Mo + 1/2 W，各0至6重量%之Co及Cu中之一或多者、各0至1重量%之Ti、Nb、Al、Si、Mn、及V中之一或多者，各0至0.1重量%之稀土或複合金屬中之一或多者，0至0.1重量%之C及N，及0.1重量%至0.5重量%之Be。該文獻描述此一抗腐蝕性麻時效合金可獲得550 HV以上之高硬度同時於時效硬化(age hardening)後維持現有的抗腐蝕性。

此外，專利文獻6揭示一種麻田散鐵系不鏽鋼，其包含C: 0.15%以下 (不包括0)，Si: 6.0%以下 (不包括0)，Mn: 10.0%以下 (不包括0)，Ni: 8.0% 以下 (不包括0)，Cr: 10.0%至17.0%，N: 0.3%以下 (不包括0)，Mo: 4.0%以下 (包括0)，Cu: 4.0%以下 (包括不添加)，Co: 4.0%以下 (包括0)，Ni當量值係在8.0至17.5之範圍內，及其餘係Fe及無可避免的雜質。該文獻描述當對此一麻田散鐵系不鏽鋼進行適當熱處理時，疲勞特性獲得改良。

沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼之特徵在於微細沉澱物經分散而獲得強度。例如，在PH 13-8 Mo中，使用Al作為強化元素，且NiAl經沉澱而獲得高強度及高韌度(強韌度)。在Custom 465中，使用Ti作為強化元素，且Ni₃ Ti經沉澱而獲得強韌度。然而，習知之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼在低溫下易碎，及因此其在低溫下的用途受到限制。此外，在相關技藝中尚未提出即使在低溫下亦展現高韌度的沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼。

專利文獻1：JP-A-2015-093991 專利文獻2：JP-A-2014-201792 專利文獻3：JP-A-2013-147698 專利文獻4：JP-A-2013-001949 專利文獻5：JP-A-H09-143626 專利文獻6：JP-A-H04-173926

本發明之一目的係提供一種於室溫下之強度及韌度優異及於低溫下之韌度優異的沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼。

為解決以上問題，根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼包含： 0 ＜ C ＜ 0.10質量%， 0 ＜ Si ≤ 0.20質量%， 0 ＜ Mn ≤ 1.00質量%， 8.0質量% ≤ Ni ≤ 15.0質量%， 8.0質量% ≤ Cr ≤ 14.0質量%， 0.4質量% ≤ Nb ≤ 2.50質量%，及其餘係Fe及無可避免的雜質。

在習知之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼中，鮮少使用Nb作為強化元素。此係由於當添加Nb時，易產生有害的相。然而，當向沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼添加適量的Nb作為強化元素及於適當條件下進行熱處理時，在室溫下展現高強度及高韌度，且即使在低溫下亦展現高韌度。當添加適量的Nb及在適當條件下進行熱處理時，Ni₃ Nb沉澱於基質相中。據認為在低溫下之高韌度的表現與沉澱Ni₃ Nb晶粒的形狀及Ni₃ Nb晶粒與基質相之間的一致性有關。

以下，將詳細說明本發明之一具體例。 [1. 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼] [1.1. 主要組成元素] 根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼包含以下元素，其餘係Fe及無可避免的雜質。添加元素之種類、其含量範圍、及其限制理由如下。

(1) 0 ＜ C ＜ 0.10質量%： C使M₂ X型氮化碳沉澱且有助於改良基底金屬的強度。此外，C亦有助於細化先前的沃斯田鐵晶粒直徑。為獲得該等效應，C含量需大於0質量%。C含量較佳係0.0005質量%以上，及更佳係0.0020質量%以上。另一方面，當C含量過大時，由於大量M₂ X型氮化碳沉澱，因此變得需要提高固溶體溫度。因此，沃斯田鐵晶粒在固溶體時變粗，其導致特性變化。此外，在時效處理時，(Cr, Mo)碳化物過度沉澱，且韌度及抗腐蝕性劣化。此外，麻田散鐵轉變起始溫度(Ms點)降低而使沃斯田鐵相穩定。因此，C含量需低於0.10質量%。C含量較佳係0.05質量%以下，及更佳係0.01質量%以下。

(2) 0 ＜ Si ≤ 0.20質量%： Si用作去氧劑。當Si含量過小時，在溶解時的去氧化不足，且潔淨度降低。因此，Si含量需大於0質量%。Si含量較佳為0.005質量%以上。另一方面，當Si含量過大時，形成氧化物夾雜物，且韌度降低。因此，Si含量需為0.20質量%以下。Si含量較佳為0.15質量%以下，及更佳為0.10質量%以下。

(3) 0 ＜ Mn ≤ 1.00質量%： Mn具有降低作為雜質混合之S之晶界偏析的效應。為獲得此一效應，Mn含量需大於0質量%。Mn含量較佳為0.005質量%以上。另一方面，當Mn含量過大時，硫化物增加且韌度降低。此外，Ms點降低且沃斯田鐵相穩定。因此，Mn含量需為1.00質量%以下。Mn含量較佳為0.50質量%以下，及更佳為0.20質量%以下。

(4) 8.0質量% ≤ Ni ≤ 15.0質量%： Ni係使諸如NiAl或Ni₃ (Al, Ti)之金屬間化合物相沉澱的重要元素且有助於改良基底金屬的強度。此外，Ni具有抑制δ肥粒鐵相形成的作用。此外，Ni降低基質相的延脆轉換(ductile-brittle transition)溫度(DBTT)，且有助於改良室溫下的韌度。為獲得該等效應，Ni含量需為8.0質量%以上。Ni含量較佳為9.0質量%以上，及更佳為10.0質量%以上。另一方面，當Ni含量過大時，Ms點降低。因此，殘留沃斯田鐵增加，且強度減低。因此，Ni含量需為15.0質量%以下。Ni含量較佳為13.5質量%以下，及更佳為13.0質量%以下。

(5) 8.0質量% ≤ Cr ≤ 14.0質量%： Cr有助於調整Ms點，及當Cr含量減小時，Ms點提高。因此，當Cr含量減小時，於固溶體熱處理後或於深冷處理後的殘留沃斯田鐵減少。藉此，微結構的均勻度獲得改良，且0.2%保證應力(proof stress)獲得改良。另一方面，Cr係確保抗腐蝕性所需的元素。當Cr含量小時。M₂₃ C₆ 型碳化物(其較M₂ X型氮化碳粗)經穩定，且0.2%保證應力減小。因此，Cr含量需為8.0質量%以上。Cr含量較佳為8.5質量%以上。

另一方面，當Cr含量增加時，Ms點降低。因此，當Cr含量過大時，於時效處理前的殘留沃斯田鐵量過大，且0.2%保證應力減小，此外，當Cr含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Cr含量需為14.0質量%以下。Cr含量較佳為12.0質量%以下，及更佳為10.0質量%以下。

(6) 0.4質量% ≤ Nb ≤ 2.50質量%： Nb使具有2 nm至20 nm之寬度及約數十nm之長度的桿狀Ni₃ Nb晶粒沉澱，且有助於改良基底金屬的強度。當將Al或Ti添加至鋼中時，亦即，當鋼中包含諸如NiAl或Ni₃ (Al, Ti)的金屬間化合物時，Nb形成Ni (Al, Nb)、Ni₃ (Al, Ti, Nb)或其類似物，其中NiAl或Ni₃ (Al, Ti)中之一部分的Al或Ti經Nb取代，其有助於改良基底金屬的強度。此外，Nb形成氮化碳且有助於細化晶粒。為獲得該等效應，Nb含量需為0.4質量%以上。Nb含量較佳為0.50質量%以上，及更佳為0.60質量%以上。

另一方面，當Nb含量過大時，沉澱強化相及夾雜物增加，且韌度劣化。此外，當Nb含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Nb含量需為2.50質量%以下。Nb含量較佳為1.50質量%以下，及更佳為1.00質量%以下。

(7)無可避免的雜質：在本發明中，「無可避免的雜質」係指於不鏽鋼之製造期間自原料或耐火材料併入的痕量組分。無可避免的雜質明確地包括下列。 (a) P ≤ 0.050質量%： P使鋼的韌度及延展性劣化。此外，P使因晶界偏析引起的熱加工性劣化。然而，在P含量為0.050質量%以下的情況中，存在極少副作用。

(b) S ≤ 0.050質量%： S使鋼的韌度及延展性劣化。此外，S使因晶界偏析引起的熱加工性劣化。此外，S鍵結至Ti從而形成硫化物夾雜物。然而，在S含量為0.050質量%以下的情況中，存在極少副作用。

(c) N ≤ 0.050質量%： N形成氮化物及使韌度及延展性劣化。此外，N降低Ms點及使沃斯田鐵相穩定。然而，在N含量為0.050質量%以下的情況中，存在極少副作用。N含量較佳為0.03質量%以下，及更佳為0.01質量%以下。

(d) O ≤ 0.010質量%： O形成氧化物夾雜物及使韌度劣化。然而，在O含量為0.010質量%以下的情況中，存在極少副作用。

(e) Al ＜ 0.10質量%： (f) Ti ＜ 0.10質量%：如稍後將作說明，Al及Ti係使金屬間化合物沉澱的元素且有助於改良基底金屬的強度，且亦係可作為無可避免的雜質混合的元素。當將Al及Ti處理為無可避免的雜質時，Al及Ti各限制為低於0.10質量%。此外，當將Al及Ti處理為無可避免的雜質時，其下限無需特別限制且係0質量%。

(g) Cu ＜ 0.30質量%：當Cu係呈痕量時，存在改良強度而不大大地減損韌度的效應，而當Cu含量過大時，韌度及熱加工性在一些情況中會劣化。因此，Cu含量的上限值受限於低於0.30質量%，較佳低於0.10質量%。此外，當Cu係作為無可避免的雜質混合時，其下限無需特別限制且係0質量%。

(h) Mo ＜ 0.10質量%： (i) W ＜ 0.10質量%： (j) Co ＜ 0.10質量%： (k) V ＜ 0.30質量%：如稍後將作說明，Mo、W、Co、及V各係有助於改良基底金屬之強度的元素，且亦係可作為無可避免的雜質混合的元素。當將Mo、W、Co、及V處理為無可避免的雜質時，Mo、W、Co、及V各受限於低於以上各別值。此外，當將Mo、W、Co、及V處理為無可避免的雜質時，其下限無需特別限制且係0質量%。

[1.2. 次組成元素] 根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼除了前述元素外，可進一步包含一種或兩種或更多種以下元素。添加元素之種類、其含量範圍、及其限制理由如下。

(8) 0.10質量% ≤ Al ≤ 2.50質量%： Al與Ni形成金屬間化合物(2 nm至20 nm之球形NiAl)，且有助於改良基底金屬的強度。此外，Al亦作用為去氧元素。為獲得該等效應，Al含量可為0.10質量%以上。Al含量更佳為0.30質量%以上，進一步較佳為0.50質量%以上，及甚至更佳為0.70質量%以上。另一方面，當Al含量過大時，沉澱強化相及夾雜物增加，且韌度劣化。此外，當Al含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Al含量較佳為2.50質量%以下。Al含量更佳為2.00質量%以下，及進一步較佳為1.50質量%以下。

(9) 0.10質量% ≤ Ti ≤ 1.50質量%：如同Al，Ti與Ni形成金屬間化合物(具有約2 nm至20 nm之寬度及約數十nm之長度的桿狀Ni₃ Ti)，且有助於改良基底金屬的強度。結果，晶界強度獲得改良，其有助於改良韌度。此外，Ti形成氮化碳且有助於細化晶粒。為獲得該等效應，Ti含量較佳為0.10質量%以上。另一方面，當Ti含量過大時，沉澱強化相及夾雜物增加，且韌度劣化。此外，當Ti含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Ti含量較佳為1.50質量%以下。Ti含量更佳為1.30質量%以下，及進一步較佳為1.10質量%以下。

可添加Ti及Al中之任一者，或可添加Ti及Al兩者。然而，當Al含量為0.10質量%以上及2.50質量%以下時，Ti含量較佳低於0.10質量%。此係由於在改良強度而不減損韌度的效應上，Ni (Al, Nb)金屬間化合物優於Ni (Ti, Nb)金屬間化合物。

(10) 0.10質量% ≤ Co ≤ 10.0質量%： Co具有促進影響強度之微細沉澱物相沉澱的作用。為獲得此一效應，Co含量較佳為0.10質量%以上。Co含量更佳為3.0質量%以上，及進一步較佳為6.0質量%以上。另一方面，當Co含量過大時，成本上升。因此，Co含量較佳為10.0質量%以下。Co含量更佳為9.0質量%以下，及進一步較佳為8.0質量%以下。

(11) 0.10 質量% ≤ Mo ≤ 3.0質量%： Mo使M₂ X型氮化碳沉澱且有助於改良基底金屬的強度。Mo亦有助於細化先前的沃斯田鐵晶粒直徑。此外，Mo有助於改良強度、韌度、及抗腐蝕性。為獲得該等效應，Mo含量較佳為0.10質量%以上。Mo含量更佳為0.3質量%以上，及進一步較佳為0.5質量%以上。另一方面，當Mo含量過大時，由於大量M₂ X型氮化碳沉澱而變得需要提高固溶體溫度。因此，沃斯田鐵晶粒在固溶體時變粗，其導致特性變化。此外，當Mo含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Mo含量較佳為3.0質量%以下。Mo含量更佳為2.5質量%以下，及進一步較佳為2.0質量%以下。

(12) 0.10質量% ≤ W ≤ 3.0質量%： W使M₂ X型氮化碳沉澱且有助於改良基底金屬的強度。W亦有助於細化先前的沃斯田鐵晶粒直徑。此外，W有助於改良強度、韌度、及抗腐蝕性。為獲得該等效應，W含量較佳為0.10質量%以上。W含量更佳為0.3質量%以上，及進一步較佳為0.5質量%以上。另一方面，當W含量過大時，由於大量M₂ X型氮化碳沉澱而變得需要提高固溶體溫度。因此，沃斯田鐵晶粒在固溶體時變粗，其導致特性變化。此外，當W含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，W含量較佳為3.0質量%以下。W含量更佳為2.5質量%以下，及進一步較佳為2.0質量%以下。

(13) 0.3質量% ≤ V ≤ 2.0質量%：當將Al或Ti添加至鋼中時，亦即，當鋼中包含諸如NiAl或Ni₃ (Al, Ti)的金屬間化合物時，V形成Ni (Al, V)、Ni₃ (Al, Ti, V)或其類似物，其中NiAl或Ni₃ (Al, Ti)中之一部分的Al或Ti經V取代，藉此有助於改良基底金屬的強度。此外，V形成氮化碳且有助於細化晶粒。為獲得該等效應，V含量較佳為0.3質量%以上。

另一方面，當V含量過大時，沉澱強化相及夾雜物增加，且韌度劣化。此外，當V含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，V含量較佳為2.0質量%以下。V含量更佳為1.5質量%以下，及進一步較佳為1.0質量%以下。

(14) 0.01質量% ≤ Ta ≤ 1.0質量%：當將Al或Ti添加至鋼中時，亦即，當鋼中包含諸如NiAl或Ni₃ (Al, Ti)的金屬間化合物時，Ta形成Ni (Al, Ta)、Ni₃ (Al, Ti, Ta)或其類似物，其中NiAl或Ni₃ (Al, Ti)中之一部分的Al或Ti經Ta取代，藉此有助於改良基底金屬的強度。此外，Ta形成氮化碳且有助於細化晶粒。為獲得該等效應，Ta含量較佳為0.01質量%以上。

另一方面，當Ta含量過大時，沉澱強化相及夾雜物增加，且韌度劣化。此外，當Ta含量過大時，易形成δ肥粒鐵相。因此，Ta含量較佳為1.0質量%以下。

(15) 0.0001質量% ≤ B ≤ 0.0100質量%： B改良晶界強度且有助於改良韌度。為獲得此一效應，B含量較佳為0.0001質量%以上。B含量更佳為0.0005質量%以上，及進一步較佳為0.0010質量%以上。另一方面，當B含量過大時，形成大量BN且韌度劣化。因此，B含量較佳為0.0100質量%以下。B含量更佳為0.0050質量%以下，及進一步較佳為0.0030質量%以下。

(16) 0.0001質量% ≤ Ca ≤ 0.0100質量%： Ca具有細化碳化物或氧化物及細化晶粒的作用，其有助於改良韌度。為獲得此一效應，Ca含量較佳為0.0001質量%以上。另一方面，當Ca含量過大時，熱加工性劣化。因此，Ca含量較佳為0.0100質量%以下。Ca含量更佳為0.0050質量%以下。

(17) 0.0001質量% ≤ Mg ≤ 0.0100質量%： Mg具有細化碳化物或氧化物及細化晶粒的作用，其有助於改良韌度。為獲得此一效應，Mg含量較佳為0.0001質量%以上。另一方面，當Mg含量過大時，熱加工性劣化。因此，Mg含量較佳為0.0100質量%以下。Mg含量更佳為0.0050質量%以下。

(18) 0.001質量% ≤ Zr ≤ 0.050質量%： Zr具有細化碳化物或氧化物及細化晶粒的作用，其有助於改良韌度。為獲得此一效應，Zr含量較佳為0.001質量%以上。另一方面，當Zr含量過大時，熱加工性劣化。因此，Zr含量較佳為0.050質量%以下。Zr含量更佳為0.030質量%以下。

(19) 0.001質量% ≤ REM ≤ 0.050質量%： REM(稀土金屬)具有細化碳化物或氧化物及細化晶粒的作用，其有助於改良韌度。為獲得此一效應，REM含量較佳為0.001質量%以上。另一方面，當REM含量過大時，熱加工性劣化。因此，REM含量較佳為0.050質量%以下。REM含量更佳為0.030質量%以下。

[1.3. 特性] [1.3.1. 0.2%保證應力] 當將組分最佳化且進行適當熱處理時，根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼展現相當高的0.2%保證應力。明確言之，當將組分及熱處理條件最佳化時，於室溫下的0.2%保證應力達到1,300 MPa以上。當將組分及熱處理條件進一步最佳化時，於室溫下的0.2%保證應力達到1,400 MPa以上。

[1.3.2. 吸收能量] 當將組分最佳化且進行適當熱處理時，根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼展現相當高的吸收能量。明確言之，當將組分及熱處理條件最佳化時，於室溫下的吸收能量達到30 J以上。當將組分及熱處理條件進一步最佳化時，於室溫下的吸收能量達到50 J以上。此外，當將組分及熱處理條件最佳化時，於-40℃下的吸收能量達到10 J以上。當將組分及熱處理條件進一步最佳化時，於-40℃下的吸收能量達到20 J以上。

[2. 用來製造沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼的方法] 根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼可經由以下方法製造 (a) 熔融及鑄造經組合成具有預定組成的原料以獲得鑄錠， (b) 對所獲得之鑄錠進行均質化熱處理， (c) 於均質化熱處理後熱鍛材料， (d) 對經熱鍛的材料進行固溶體熱處理， (e) 視需要對固溶體熱處理後的材料進行深冷處理，及 (f) 對固溶體熱處理後或深冷處理後的材料進行時效處理。

[2.1. 熔融及鑄造步驟] 首先，將經組合成具有預定組成的原料熔融及鑄造以獲得鑄錠。熔融及鑄造之方法及條件並無特定限制，且可根據目的選擇最佳方法及條件。

[2.2. 均質化熱處理步驟] 接下來，對所獲得的鑄錠進行均質化熱處理。進行均質化熱處理的目的係為了移除於鑄造期間產生的偏析。均質化熱處理之條件並無特定限制，只要達成此一效應即可。一般而言，均質化熱處理係經由將鑄錠在1,150℃至1,240℃之溫度條件下加熱及保持10小時以上來進行。

[2.3. 熱鍛步驟] 接下來，將於均質化熱處理後的材料熱鍛。進行熱鍛的目的係為了破壞粗鑄造結構以細化結構。熱鍛的條件並無特定限制，只要達成此一效應即可。一般而言，熱鍛係經由將材料在700℃至1,240℃之條件下加熱1小時以上，將材料於700℃至1,300℃之鍛造溫度條件下鍛造，然後空氣冷卻材料來進行。熱鍛可於進行均質化熱處理後，不使材料冷卻至室溫來連續地進行。

[2.4. 固溶體熱處理步驟] 接下來，對熱鍛後的材料進行固溶體熱處理。進行固溶體熱處理的目的係為了將材料轉變為沃斯田鐵單一相然後再將材料轉變為麻田散鐵。固溶體熱處理的條件並無特定限制，只要達成此一效應即可。一般而言，固溶體熱處理係經由將材料於800℃至1,200℃之溫度條件下加熱1小時至10小時及冷卻材料來進行。冷卻方法的實例包括空氣冷卻、噴氣冷卻、油冷卻、及水冷卻。

[2.5. 深冷處理步驟] 視需要對固溶體熱處理後的材料進行深冷處理。進行深冷處理的目的係為了將固溶體熱處理後殘留的沃斯田鐵轉變為麻田散鐵。深冷處理的條件並無特定限制，只要達成此一效應即可。一般而言，深冷處理係經由將材料在0℃以下之溫度下維持1小時至10小時來進行。

[2.6. 時效處理步驟] 接下來，對固溶體熱處理後或深冷處理後的材料進行時效處理。進行時效處理的目的係為了使基質相中諸如B2相或η相之金屬間化合物相沉澱。時效處理的條件並無特定限制，只要達成此一效應即可。一般而言，時效處理係經由將材料於400℃至600℃下加熱1小時至24小時來進行。於熱處理後，經由空氣冷卻來進行冷卻。

[3. 作用] 沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼於室溫下具有優異韌度，但同時，亦具有於低溫下脆化的特性。因此，習知之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼難以同時滿足在室溫下之0.2%保證應力為1,300 MPa以上、於室溫下之吸收能量係30 J以上、及於低溫(-40℃)下之吸收能量係10 J以上的條件。因此，一般而言，通常將在低溫下具有優異韌度之沃斯田鐵系不鏽鋼使用作為用於低溫環境中之元件。然而，與沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼相比，沃斯田鐵系不銹鋼於室溫下的強度及韌度較差，及因此限制設計。

相對地，在習知之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼中，鮮少使用Nb作為強化元素。此係由於當添加Nb時，易產生有害相。然而，當向沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼添加適量Nb作為強化元素及於適當條件下進行熱處理時，於室溫下展現高強度及高韌度，及即使於低溫下亦展現高韌度。當添加適量Nb及於適當條件下進行熱處理時，Ni₃ Nb於基質相中沉澱。據認為在低溫下高韌度之表現與沉澱Ni₃ Nb晶粒之形狀及Ni₃ Nb晶粒與基質相之間的一致性相關。

此外，當除了Nb之外複合地添加Al及／或Ti時，於室溫下之強度及韌度及於低溫下之韌度進一步地改良。當除了Nb之外添加Co時，於室溫下的強度及韌度可進一步地改良。據認為此係由於經由添加Co促進強化相的沉澱。因此，根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼可同時滿足下列： (a) 0.2%保證應力(於室溫下) ≥ 1,300 MPa， (b) 吸收能量(於室溫下) ≥ 30 J，及 (c) 吸收能量(於-40℃下) ≥ 10 J。 [實施例]

(實施例1至36及比較例1至10) [1. 製造樣本] 在真空感應爐中熔融50 kg具有表1、2及3中顯示之各別組成的鋼並鑄造成鑄錠。其後，在1,200℃之條件下對鑄錠進行均質化熱處理24小時並空氣冷卻。此外，在1,200℃之起始溫度及900℃之終止溫度的條件下鍛造具有24 mm直徑的圓桿，隨後空氣冷卻。接下來，使各鋼鑄錠經歷在1000℃之條件下的固溶體熱處理1小時並水冷卻。隨後，在-76℃之條件下進行深冷處理6小時。此外，在530℃之條件下進行時效處理4小時並空氣冷卻。

[表1]

	組分 (質量%)
C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	N	Al	Ti	Nb	Cu	Fe	Mo	其他
實施例1	0.011	0.02	0.03	0.005	0.003	10.8	9.3	0.005	＜ 0.01	＜ 0.01	1.59	0.02	bal.	1.1	-
實施例2	0.005	0.03	0.08	0.006	0.004	11.0	8.6	0.005	＜ 0.01	0.80	0.71	＜ 0.01	bal.	1.0	-
實施例3	0.004	0.01	0.03	0.005	0.003	11.3	9.2	0.008	＜ 0.01	1.06	0.62	0.02	bal.	0.5	-
實施例4	0.007	0.03	0.04	0.007	0.003	11.2	9.0	0.005	0.81	＜ 0.01	0.83	0.01	bal.	1.5	-
實施例5	0.005	0.03	0.03	0.009	0.003	11.9	9.1	0.004	1.19	＜ 0.01	0.62	0.01	bal.	1.1	-
實施例6	0.008	0.04	0.02	0.005	0.004	12.3	9.1	0.005	0.45	0.51	0.73	0.02	bal.	1.4	-
實施例7	0.007	0.02	0.12	0.006	0.003	11.0	8.9	0.010	＜ 0.01	0.75	1.22	＜ 0.01	bal.	1.2	-
實施例8	0.009	0.03	0.03	0.005	0.005	11.6	9.2	0.006	0.80	＜ 0.01	1.21	0.02	bal.	1.1	-
實施例9	0.050	0.04	0.05	0.007	0.004	11.5	9.5	0.008	1.18	＜ 0.01	0.61	0.01	bal.	-	-
實施例10	0.005	0.04	0.03	0.005	0.002	11.8	9.1	0.005	1.11	＜ 0.01	0.65	0.01	bal.	-	W:1.6
實施例11	0.004	0.03	0.03	0.005	0.003	11.7	9.0	0.004	1.15	＜ 0.01	0.64	0.01	bal.	0.4	W: 0.8
實施例12	0.009	0.03	0.05	0.003	0.004	10.5	9.7	0.004	0.02	0.85	0.64	0.02	bal.	0.8	Co: 3.12
實施例13	0.007	0.03	0.02	0.005	0.005	11.5	9.0	0.006	1.11	＜ 0.01	0.66	0.01	bal.	1.2	Co: 8.20
實施例14	0.007	0.05	0.04	0.004	0.003	12.1	9.2	0.005	0.81	＜ 0.01	0.65	0.01	bal.	1.2	V: 0.91
實施例15	0.006	0.03	0.02	0.004	0.005	12.0	9.4	0.005	0.78	＜ 0.01	0.61	0.01	bal.	1.0	Ta: 0.46
實施例16	0.005	0.04	0.04	0.006	0.003	11.8	9.1	0.005	1.13	＜ 0.01	0.64	0.02	bal.	1.2	B: 0.0022
實施例17	0.006	0.03	0.02	0.004	0.003	11.5	9.6	0.006	1.09	＜ 0.01	0.58	0.01	bal.	1.3	B: 0.0068
實施例18	0.005	0.03	0.03	0.005	0.004	11.3	9.5	0.005	1.13	＜ 0.01	0.67	0.01	bal.	1.2	Ca: 0.0055

[表2]

	組分 (質量%)
C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	N	Al	Ti	Nb	Cu	Fe	Mo	其他
實施例 19	0.009	0.04	0.02	0.004	0.006	11.2	9.4	0.004	1.13	＜ 0.01	0.65	0.01	bal.	1.2	Mg: 0.0053
實施例 20	0.010	0.03	0.02	0.005	0.005	11.7	9.5	0.005	1.23	＜ 0.01	0.71	0.02	bal.	1.2	Zr: 0.017
實施例 21	0.006	0.04	0.03	0.005	0.004	12.1	9.2	0.007	1.08	＜ 0.01	0.65	＜ 0.01	bal.	1.1	REM: 0.009
實施例 22	0.005	0.03	0.02	0.005	0.004	9.1	11.5	0.003	1.22	＜ 0.01	0.63	＜ 0.01	bal.	1.5	-
實施例 23	0.003	0.03	0.03	0.005	0.003	9.3	11.3	0.004	1.15	＜ 0.01	0.65	0.01	bal.	1.4	Co: 7.22
實施例 24	0.011	0.04	0.02	0.005	0.003	13.1	9.2	0.005	0.01	0.84	0.58	0.02	bal.	1.0	-
實施例 25	0.003	0.05	0.05	0.006	0.002	13.5	8.8	0.006	1.09	＜ 0.01	0.67	0.03	bal.	0.9	-
實施例 26	0.008	0.02	0.03	0.003	0.002	8.3	13.3	0.004	＜ 0.01	0.96	0.65	0.02	bal.	2.2	-
實施例 27	0.005	0.03	0.03	0.005	0.003	8.8	12.7	0.005	1.11	＜ 0.01	0.61	＜ 0.01	bal.	1.9	-
實施例 28	0.006	0.04	0.05	0.006	0.004	12.2	8.9	0.008	1.44	＜ 0.01	0.62	0.03	bal.	1.1	-
實施例 29	0.007	0.05	0.07	0.004	0.003	12.4	9.1	0.009	1.81	＜ 0.01	0.58	0.01	bal.	1.0	-
實施例 30	0.004	0.04	0.03	0.005	0.006	11.8	9.0	0.008	0.75	＜ 0.01	0.73	0.02	bal.	1.1	-
實施例 31	0.005	0.04	0.05	0.005	0.004	12.3	9.1	0.006	0.01	1.21	0.64	0.01	bal.	0.9	-
實施例 32	0.008	0.04	0.06	0.007	0.005	12.3	9.0	0.008	0.71	0.28	0.61	0.01	bal.	1.0	-
實施例 33	0.005	0.04	0.07	0.005	0.004	12.3	9.0	0.006	1.21	0.25	0.58	0.01	bal.	1.0	-
實施例 34	0.007	0.05	0.06	0.005	0.005	12.1	8.9	0.007	0.31	0.93	0.60	0.02	bal.	1.1	-
實施例 35	0.009	0.12	0.31	0.024	0.003	11.9	9.1	0.015	1.18	＜ 0.01	0.61	0.21	bal.	1.1	-
實施例 36	0.009	0.09	0.29	0.021	0.003	11.8	9.1	0.013	0.72	＜ 0.01	0.61	0.15	bal.	1.0	-

[表3]

	組分 (質量%)
C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	N	Al	Ti	Nb	Cu	Fe	Mo	其他
比較例 1	0.006	0.24	0.04	0.006	0.003	10.6	9.5	0.006	0.52	0.40	0.67	0.03	bal.	1.0	-
比較例 2	0.005	0.05	0.03	0.006	0.004	7.5	9.3	0.008	0.45	0.45	0.72	0.03	bal.	1.0	-
比較例 3	0.008	0.04	0.03	0.007	0.004	15.7	9.5	0.010	0.43	0.43	0.68	0.02	bal.	1.4	-
比較例 4	0.006	0.04	0.04	0.006	0.003	11.0	7.4	0.008	0.56	0.50	0.64	0.03	bal.	1.3	-
比較例 5	0.006	0.05	0.02	0.005	0.005	11.1	14.9	0.009	0.45	0.52	0.71	0.02	bal.	1.1	-
比較例 6	0.007	0.05	0.01	0.006	0.008	11.5	9.1	0.008	0.44	0.55	0.73	0.02	bal.	3.3	-
比較例 7	0.001	0.03	0.04	0.006	0.006	10.9	9.3	0.007	2.54	0.42	0.78	0.02	bal.	1.2	-
比較例 8	0.010	0.05	0.04	0.004	0.004	11.2	9.2	0.005	0.46	1.54	0.65	0.03	bal.	1.1	-
比較例 9	0.004	0.04	0.03	0.006	0.005	11.3	9.5	0.007	0.65	0.62	0.30	0.02	bal.	1.1	-
比較例 10	0.005	0.04	0.04	0.005	0.006	11.3	9.2	0.005	0.51	0.54	2.83	0.02	bal.	1.2	-

[2. 試驗方法] [2.1. 拉伸試驗 (0.2%保證應力之測量)] 根據明確說明於ASTM A370中之金屬拉伸試驗方法進行拉伸試驗以測量0.2%保證應力。將試驗溫度設定為室溫。 [2.2. 夏比(Charpy)衝擊試驗] 收集2mm-V型缺口試件，使得縱向方向與鍛造中的延伸方向一致。根據ASTM A370標準使用試件來測量衝擊特性(吸收能量)。將試驗溫度設定為室溫或-40℃。

[3. 結果] 結果顯示於表4及5中。自結果可看出下列事項。關於表4及5中之0.2%保證應力(@ RT)，「A」表示於室溫下的0.2%保證應力為1,400 MPa以上，「B」表示0.2%保證應力為1,300 MPa以上且低於1400 MPa，及「C」表示0.2%保證應力低於1,300 MPa。此外，關於吸收能量(@ RT)，「A」表示室溫下的吸收能量為60 J以上，「B」表示室溫下的吸收能量為40 J以上且低於60 J，及「C」表示室溫下的吸收能量低於40 J。關於吸收能量(@ -40℃)，「A」表示於-40℃下的吸收能量為20 J以上，「B」表示於-40℃下的吸收能量為10 J以上且低於20 J，及「C」表示於-40℃下的吸收能量低於10 J。

(1) 比較例1顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Si所致。 (2) 比較例2顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於低含量的Ni所致。 (3) 比較例3顯示於室溫下的低0.2%保證應力。據認為此係歸因於過高含量的Ni所致。 (4) 比較例4顯示於室溫下的低0.2%保證應力。據認為此係歸因於低含量的Cr所致。 (5) 比較例5顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Cr所致。

(6) 比較例6顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Mo所致。 (7) 比較例7顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Al所致。 (8) 比較例8顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Ti所致。 (9) 比較例9顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於低含量的Nb所致。 (10) 比較例10顯示於室溫及-40℃下的低吸收能量。據認為此係歸因於過高含量的Nb所致。

(11) 實施例1至36各者顯示於室溫下之高0.2%保證應力，及於室溫及-40℃下之高吸收能量。

[表4]

	0.2% 保證應力 (@ RT)	吸收能量 (@ RT)	吸收能量 (@ -40°C)
實施例 1	B	A	A
實施例 2	A	B	B
實施例 3	A	B	B
實施例 4	A	A	B
實施例 5	A	A	A
實施例 6	A	B	B
實施例 7	A	B	B
實施例 8	A	B	B
實施例 9	B	A	B
實施例 10	A	B	B
實施例 11	A	B	B
實施例 12	A	B	A
實施例 13	A	A	A
實施例 14	A	B	B
實施例 15	A	B	B
實施例 16	A	A	A
實施例 17	A	B	B
實施例 18	A	A	B
實施例 19	A	A	B
實施例 20	A	A	B
實施例 21	A	A	B
實施例 22	A	B	B
實施例 23	A	B	A

[表5]

	0.2% 保證應力 (@ RT)	吸收能量 (@ RT)	吸收能量 (@ -40°C)
實施例24	B	A	A
實施例25	B	A	A
實施例26	B	B	B
實施例27	A	B	B
實施例28	A	A	A
實施例29	A	B	B
實施例30	A	A	A
實施例31	A	B	B
實施例32	B	A	B
實施例33	A	B	B
實施例34	A	B	B
實施例35	A	B	B
實施例36	B	A	B
比較例1	B	C	C
比較例2	A	C	C
比較例3	C	A	A
比較例4	C	A	A
比較例5	A	C	C
比較例6	A	C	C
比較例7	A	C	C
比較例8	A	C	C
比較例9	A	C	C
比較例10	A	C	C

雖然以上已詳細說明本發明之具體例，但本發明並不受限於前述具體例，且可進行各種修改而不脫離本發明之主旨。本申請案係基於2020年2月4日提出申請之日本專利申請案第2020-16838號及2020年10月22日提出申請之日本專利申請案第2020-177624號，將其內容以引用的方式併入本文。 (工業應用性)

根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼可用於(a)用於地下鑽孔之鑽機中之污水馬達組件的轉子及定子，其藉由流體的水力旋轉，(b)傳送轉子及定子之旋轉的驅動軸，(c)固持驅動軸之軸承的結構元件，(d)用於地下鑽孔之鑽機之隨鑽量測工具(MWD；measurement-while-drilling tools)的結構元件，其測量鑽管組(drill string)的深度、傾斜角、及方位角，(e)分析地質特徵之隨鑽測井工具(LWD；logging-while-drilling tools)的結構元件，及(f) MWD或LWD的外殼元件。此外，根據本發明之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼可用於汽輪機葉片、航空太空結構元件、高強度扣件、或其類似物。

Claims

一種沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其由以下組分組成：0<C<0.10質量%，0<Si
0.20質量%，0<Mn
1.00質量%，8.0質量%
Ni
15.0質量%，8.0質量%
Cr
14.0質量%，0.4質量%
Nb
2.50質量%，及可選地，Al
2.50質量%，Ti
1.30質量%，Co
10.0質量%，Mo
3.0質量%，W
3.0質量%，V
2.0質量%，Ta
1.0質量%，B
0.0100質量%，Ca
0.0100質量%，Mg
0.0100質量%，Zr
0.050質量%，及REM
0.050質量%，及其餘係Fe及無可避免的雜質。
如請求項1之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其包含：0.10質量%
Al
2.50質量%，及/或0.10質量%
Ti
1.30質量%。
如請求項1之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其包含：0.10質量%
Al
2.50質量%，及Ti<0.10質量%。
如請求項1之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其包含：0.10質量%
Co
10.0質量%。
如請求項1之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其包含以下至少一者：0.10質量%
Mo
3.0質量%，0.10質量%
W
3.0質量%，0.3質量%
V
2.0質量%，0.01質量%
Ta
1.0質量%，0.0001質量%
B
0.0100質量%，0.0001質量%
Ca
0.0100質量%，0.0001質量%
Mg
0.0100質量%，0.001質量%
Zr
0.050質量%，及0.001質量%
REM
0.050質量%。
如請求項1至5中任一項之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於室溫下具有1,300MPa以上的0.2%保證應力。
如請求項1至5中任一項之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於室溫下具有30J以上的吸收能量。
如請求項6之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於室溫下具有30J以上的吸收能量。
如請求項1至5中任一項之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於-40℃下具有10J以上的吸收能量。
如請求項6之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於-40℃下具有10J以上的吸收能量。
如請求項7之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於-40℃下具有10J以上的吸收能量。
如請求項8之沉澱硬化麻田散鐵系不鏽鋼，其於-40℃下具有10J以上的吸收能量。