TWI776112B

TWI776112B - 冷加工性優異之高硬度、高耐蝕性用途之麻田散鐵系不鏽鋼及其製造方法

Info

Publication number: TWI776112B
Application number: TW108147077A
Authority: TW
Inventors: 高野光司; 東城雅之; 札軒富美夫; 田中規介
Original assignee: 日商日鐵不銹鋼股份有限公司
Priority date: 2019-12-20
Filing date: 2019-12-20
Publication date: 2022-09-01
Also published as: TW202124735A

Abstract

一種冷加工性優異之高硬度、高耐蝕性麻田散鐵系不鏽鋼的軟化退火材，具有下述化學成分：以質量%計含有：C：0.15~0.70%、Si：2.0%以下、Mn：1.5%以下、S：小於0.01%、P：0.05%以下、Ni：1.5%以下、Cr：10.5~16.0%、Mo：0.9~3.0%、N：0.14%以下、Al：0.008~1.0、O：0.001~0.008%，剩餘部分由Fe及不純物所構成，且C+N/2：0.14~0.70%；並且，每1600μm² 中1μm以上之碳氮化物為10個以上；氧化物平均直徑尺寸為1~5μm；Hv硬度≦(60C+170)。

Description

冷加工性優異之高硬度、高耐蝕性用途之麻田散鐵系不鏽鋼及其製造方法

發明領域本發明是有關於一種用於冷加工的零件，且是有關於一種軟化特性優異而能夠強冷加工的高硬度、高耐蝕零件用麻田散鐵系不鏽鋼及其製造方法。

發明背景近年來，高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼的需求高漲，並大量使用於汽車零件、螺栓扣結零件等(文獻1(日本專利第3340225號公報)、文獻2(日本專利第4252145號公報)、文獻3(日本特開2016-50320號公報)、文獻4(日本專利第3587330號公報))。這些高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼零件尤其會在大型汽車零件等上，以冷鍛造等冷加工成型為複雜形狀。因此，在冷加工前會施行軟化退火來使鋼軟質化之後才施行冷加工，並在冷加工後施行淬火，而作成高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼。就淬火後的麻田散鐵系不鏽鋼來說，鋼中C含量越高，就越能獲得高硬度的鋼。就軟化退火後的不鏽鋼來說，也同樣是鋼中C含量越高則硬度就越能提高，此已廣為人知。在如此狀況中，針對軟化退火後的不鏽鋼，期望是下述軟化狀態：依據C量(質量%)為(60C+170)以下之Hv硬度，且宜為(60C+160)以下之Hv硬度。

惟，在高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼中，由於大量添加C、N、Mo、Ni等合金元素，而難以透過軟化退火使之充分軟質化，因而難以確保優異的冷加工性(冷鍛造性)。例如，文獻5(日本專利第3328791號公報)提出一種用以提升冷鍛造性的成分設計與軟化退火技術，但卻無法軟質化至本發明所謀求的水準。

如此一般，在習知技術中，並無法透過軟化退火使高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼充分軟質化，而無法使之冷加工(冷鍛造)成複雜形狀。

發明概要本發明所欲解決之課題在於：廉價提供一種高硬度、高耐蝕性用途之麻田散鐵系不鏽鋼及其製造方法，該不鏽鋼作為複雜形狀的冷加工或冷鍛造零件用素材來說，軟質化特性顯著獲得改善。又，本發明對象的軟化退火後不鏽鋼中，鋼組織是由肥粒鐵與碳化物所構成且不是麻田散鐵組織。另一方面，將本發明不鏽鋼進行冷加工後施行淬火，最終製品則會具有麻田散鐵組織，因此，將本發明不鏽鋼稱作麻田散鐵系不鏽鋼。

本案發明人等為了解決上述課題，進行了各種檢討，結果獲得以下見解：在調整成分後的高耐蝕高硬度用途之麻田散鐵系不鏽鋼中，控制2次脫氧生成物的氧化物之尺寸與組成，並且，透過高溫軟化退火來控制微細碳氮化物的分散狀態，藉此使之軟質化至(60C+170)以下的Hv硬度，冷加工性便會顯著提升。又在含Al系中更佳的是，對於不會釘住差排、結晶晶界的這種微細脫氧生成物組成予以控制。

本發明即是基於上述見解所完成者，其要旨如以下所述。

(1)一種麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計含有： C：大於0.15%且在0.70%以下、 Si：2.0%以下、 Mn：1.5%以下、 S：小於0.01%、 P：0.05%以下、 Ni：1.5%以下、 Cr：10.5~16.0%、 Mo：0.9~3.0%、 N：0.14%以下、 Al：0.008~1.0%、 O：0.001~0.008%，剩餘部分由Fe及不純物所構成，且 C+N/2：0.16~0.70%；並且，每1600μm² 中1.0μm以上之碳氮化物為10個以上；氧化物平均直徑尺寸為1~5μm；且該麻田散鐵系不鏽鋼為(a)式所示之Hv硬度； Hv≦60C+170・・・・・・・・・・・・・(a) C：C含量(質量%)。

(2)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼中，更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計， Cu：1.5%以下、 W：1.5%以下、 Co：1.5%以下 B：0.01%以下、 Sn：0.3%以下、 Sb：0.3%以下。

(3)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼中，更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計， Nb：0.1%以下、 Ti：0.1%以下、 V：0.2%以下、 Ta：0.2%以下。

(4)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼中，更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計， Mg：0.01%以下、 Ca：0.01%以下、 Hf：0.01%以下、 REM：0.01%以下。

(5)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼中，氧化物的平均Al濃度為15~40質量%。

(6)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法，其特徵在於進行下述步驟作為軟化退火處理：在下述溫度範圍下實施1~48h之熱處理，該溫度範圍是比870℃還高且比起以C濃度與下述(b)式所示之碳化物固溶溫度：T還低20~120℃之溫度範圍；接著，以平均60℃/h以下之冷卻速度緩冷卻至比T還低250℃之溫度； log(C)＝-6100/(T+273)+4・・・・・(b) (b)式中「C」意指C濃度(質量%)，「T」意指碳化物固溶溫度(℃)。

(7)本發明的麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法中，於鑄造時，凝固時之平均冷卻速度為5~500℃/s。

依照本發明，就能提供一種高硬度、高耐蝕性麻田散鐵系不鏽鋼的軟化退火材，其可進行強冷鍛造(冷加工)或近終(near net)成形為複雜零件形狀，能夠發揮出大幅降低汽車用等冷鍛造(冷加工)上的零件成本。

本發明的實施形態以下就本發明各要件進行說明。另外，以下說明中，只要無特別申明，(%)就是質量(%)。

本發明對象的冷加工性優異之高硬度、高耐蝕性用途之麻田散鐵系不鏽鋼，是一種藉由進行軟化退火使鋼軟質化的不鏽鋼，且鋼組織是由肥粒鐵與碳氮化物所構成。將軟質化後的本發明不鏽鋼作為素材，施行冷加工，之後施行淬火處理使之高硬度化，而作成最終製品。另外，透過含有後述本發明之成分組成，經過淬火處理大多會變成麻田散鐵組織，而能作成麻田散鐵系不鏽鋼。具體來說，是一種鋼，其在1000~1200℃起算的淬火處理下，組織約8成以上會變成麻田散鐵組織。《鋼的必須成分組成》

本發明透過軟質來提升冷加工性之效果，是透過製品淬火處理後硬度達500Hv以上的高硬度、高耐蝕麻田散鐵系不鏽鋼而能顯著發揮。就最高淬火而小於500Hv的鋼而言，能以習知技術來充分確保冷加工性，而本發明效果則不明。因此，控管淬火硬度的C、N、C+N/2其等含量要予以限定，並規定為本發明效果明顯的範圍。

限定C大於0.15%且C+N/2大於0.16%。這是為了確保淬火後之硬度。惟，含有C大於0.70%、C+N/2大於0.70時，冷加工性會因為粗大碳化物、微細氮化物而劣化，故要將上限規定在該值。為了穩定獲得500Hv以上的淬火硬度，發揮軟質化效果的C其適宜範圍為0.16~0.40%，而C+N/2適宜的範圍為0.18~0.45%。

為了確保上述淬火硬度還有製品耐蝕性，可以含有N。惟，含有N大於0.14%時，會生成氣孔因而使鑄造變得困難，且就算能鑄造也會在鋼中生成粗大碳氮化物，而冷加工性會劣化，故上限設為0.14%。適宜的範圍為0.02~0.11%。更宜為0.04~0.10%。

Si是一種軟化退火時會使肥粒鐵組織固溶強化及碳氮化物微細分散而使冷加工性劣化的元素，故含量限定在2.0%以下。宜為0.7%以下。宜將Si含量設為0.01%以上。亦可不含有Si。

Mn會提高軟化退火後的強度而使冷加工性劣化，故含量限定為1.5%以下。宜將Mn含量設為0.01%以上。亦可不含有Mn。

S會形成硫化物而使而使冷加工性劣化，故含量限定為小於0.01%。宜為0.007%以下。

P會晶界偏析而使冷加工性劣化，故含量限定為0.05%以下。

Ni是一種會提升麻田散鐵系不鏽鋼製品之韌性、耐蝕性的元素，故亦可含有。惟，含有大於1.5%時，軟化退火後的硬度並不會軟質化至(60C+170)的Hv硬度以下，冷加工性會劣化。因此，限定在1.5%以下。宜為1.3%以下。Ni含量宜設為0.01%以上。亦可不含有Ni。

Cr是一種用以獲得不鏽鋼之高耐蝕性機能的基本元素，要含有10.5%以上。惟，含有大於16.0%時，便無法在淬火後獲得本發明特徴的高硬度製品硬度，又，能以習知技術確保冷加工性。因此，限定在16.0%以下。Cr適宜的範圍為11.0~15.0%。

Mo是為了獲得高耐蝕性麻田散鐵系不鏽鋼而含有者。另外，其是一種軟化退火時會阻礙碳氮化物粗大化而使素材難以軟化的元素，限定在0.9%以上而使本發明軟質、高冷加工性效果變得明顯。小於0.9%時，以習知軟化退火方法能確保冷加工性，而本發明的有效性則會變得不明且耐蝕性不足。另一方面，過量含有大於3.0%時，即使以本發明的作法也難以軟化，退火時碳氮化物不會粗大化，而冷加工性會劣化。因此，限定在3.0%以下。適宜的範圍為1.0~2.5%。

Al是一種透過脫氧來降低脫氧生成物並抑制分解、微細化的有效元素，故含有0.008%以上。惟，就算添加大於1.0%，脫氧效果也達飽和，還會生成粗大氧化物而使冷加工性顯著劣化。因此，上限限定在1.0%。宜為0.01~0.2%。

O會帶給含Al鋼中微細脫氧生成物(氧化物)之組成、尺寸很大的影響。若如後述控制凝固速度同時控制O含量，則能防止製品之脫氧生成物平均直徑達大於5μm這般過度粗大化，而令冷加工裂紋實質變得無害，並且，抑制熱輥軋時氧化物分解、微細化至小於1μm的尺寸。因此，將鋼中O控制在0.001~0.008%。O意指T.O。O小於0.001%時，會變得難以在工業上實施；含有大於0.008%時，會生成粗大氧化物因而冷加工性會下降。宜為0.001~0.006%。《每1600μm² 中1.0μm以上之碳氮化物為10個以上》

本發明的麻田散鐵系不鏽鋼(軟化退火後)其碳氮化物分布，會對麻田散鐵系不鏽鋼在軟化退火時軟化行為(軟化退火後的軟質化特性)帶來影響。軟化退火後鋼中碳氮化物微細分散時，軟化退火後的冷加工中，差排、結晶晶界的移動會被釘扎(pinning)而難以冷加工。碳氮化物尺寸越大越好，每1600μm² 中1.0μm以上之碳氮化物個數若為10個以上，則小於1.0μm的微細碳氮化物會減少，因而能獲得Hv≦(60C+170)之軟質化特性。

圖1中顯示：以習知方法(650℃-4h之低溫退火)將13Cr-2Mo-0.2C-0.1N系鋼進行軟化退火後的金屬組織。板條麻田散鐵組織之界面中會析出亞微米的棒狀碳化物，即使進行軟化退火使之軟質化後，Hv硬度也仍為305，冷加工性差。另一方面，以後述本發明之方法進行軟化退火過後的鋼之例則顯示於圖2。在圖2中，每1600μm² 中1.0μm尺寸以上之碳氮化物為10個以上，並軟質化至Hv≦60C+170。

碳氮化物尺寸越大越好，每1600μm² 中1μm以上尺寸之碳氮化物個數在10個以上能獲得軟質化特性。宜為每1600μm² 中2μm以上的尺寸以上之碳氮化物在10個以上。在此所謂碳氮化物尺寸是指：碳氮化物之(長徑+短徑)/2。

具有前述本發明適宜的鋼成分組成，同時採用後述適宜的軟化退火條件施行軟化退火，藉此，便能實現一種每1600μm² 中1.0μm以上之碳氮化物達10個以上的鋼。《氧化物平均直徑尺寸為1~5μm》

本發明麻田散鐵系不鏽鋼(軟化退火後)在凝固時生成的2次脫氧生成物即氧化物，其尺寸會對麻田散鐵系不鏽鋼在軟化退火時的軟化行為(軟化退火後之軟質化特性)帶來影響，若該氧化物平均直徑尺寸細微化至小於1μm時，在軟化退火後的冷加工中，差排、結晶晶界的移動會被釘扎而難以冷加工，亦無法獲得Hv≦(60C+170)之軟質化特性。氧化物尺寸越大越好，平均直徑尺寸若為1μm以上便能獲得軟質化特性。另一方面，氧化物平均直徑尺寸大於5μm時，便會成為冷加工時裂紋之起點，因而冷加工性會劣化。宜為2~4μm。在此所謂2次脫氧生成物即氧化物之尺寸是指：2次脫氧生成物之(長徑+短徑)/2；所謂平均尺寸則指：任意取樣30個的平均值。在氧化物之評價中，就1次脫氧生成物與2次脫氧生成物的區別而言，在鋼液中生成大於15μm之尺寸粗大者判定為1次脫氧生成物，15μm以下之尺寸者則判定為在凝固中全面晶析(crystallize out)的2次脫氧生成物。

具有前述本發明適宜的鋼成分組成，尤其Al含量設在本發明範圍，同時將後述凝固條件予以最佳化，藉此便能將氧化物平均直徑尺寸設為1~5μm。《(a)式所示之Hv硬度》

如以上所詳述，比起習知技術，為了軟質化再冷加工成複雜形狀以顯著發揮效果，針對本發明之不鏽鋼(軟化退火後)的Hv硬度，要限定在下述(a)式所示之Hv硬度。更甚者，若為Hv≦(60C+160)的Hv硬度，也能冷鍛造成複雜形狀的大型零件，而會飛躍性提升工業上、經濟上的效果，因此，宜為(60C+160)以下的Hv硬度以下。 Hv≦60C+170・・・・・・・・・・・・(a) C：C含量(質量%) 《氧化物的平均Al濃度》

脫氧生成物在熱輥軋時會分解、微細化因而會抑制軟化退火時素材軟質化。因此，藉由調整脫氧元素的Al量、還有O量、凝固速度，來控制脫氧生成物之組成，便能抑制脫氧生成物在熱輥軋時分解、微細化，差排、結晶晶界便不會被釘住而能穩定控制在不會誘發冷加工裂紋的尺寸，並能促進軟質化，因而適宜。具體來說，將氧化物的平均Al濃度設為15~40質量%，藉此使脫氧生成物熱穩定化，而有助於抑制熱輥軋時分解、細微化成小於1μm之尺寸。

所謂氧化物中的平均組成，是扣除非金屬夾雜物中的S元素，且含O在內以質量%換算所求得之值。藉由含Al且熱力學上穩定(熱輥軋時不會分解、微細化)的脫氧生成物之生成，藉此在軟化退火後之冷加工時，差排、結晶晶界的移動便難以被釘扎，因而有效促進軟化退火時之軟質化。《選擇性含有成分》

本發明之不鏽鋼是由上述元素以外還有Fe及不純物所構成之化學成分所構成。進一步地，前述成分組成之外，亦可選擇含有以下所示元素來取代Fe的一部分。

為了提升製品耐蝕性，亦可視需求而含有Cu。惟，就算含有大於1.5%，其效果達飽和，且會使冷加工性劣化，故含量設為1.5%以下。宜為0.35%以下。

為了提升製品之韌性、耐蝕性，亦可視需求而含有Co、W。惟，就算分別含有大於1.5%，其效果達飽和，且會使冷加工性劣化，故含量設為1.5%以下。宜為1.0%以下。

為了提升製品韌性，亦可視需求而含有B。惟，就算含有大於0.01%，其效果達飽和，反而會生成粗大硼化物(boride)而使冷加工性劣化，故含量設為0.01%以下。宜為0.006%以下。

為了製品耐蝕性，亦可視需求而含有Sn、Sb。惟，就算分別含有大於0.3%，其效果達飽和，且會使熱製造性顯著劣化，故含量設為0.3%以下。宜為0.1%以下。

為了提升製品之韌性、耐蝕性，亦可視需求而含有Nb、Ti。惟，就算特別含有大於0.1%，其效果達飽和，反而會生成粗大碳氮化物而使冷加工性劣化，故含量設為0.1%以下。宜為0.06%以下。

為了提升製品之韌性、耐蝕性，亦可視需求而含有V、Ta。惟，就算分別含有大於0.2%，其效果達飽和，反而會生成粗大碳氮化物而使冷加工性劣化，故含量設為0.2%以下。宜為0.1%以下。

Mg、Ca、Hf、REM會增加脫氧生成物在熱力學上的穩定度而具有軟化退火時軟質化的效果，故亦可視需求而含有之。惟，就算分別添加大於0.01%，其效果達飽和，反而會生成粗大氧化物而使冷加工性劣化，故含量設為0.01%以下。宜為0.005%以下。

REM(稀土族元素)是指：根據一般定義，鈧(Sc)、釔(Y)的2種元素、以及由鑭(La)至鎦(Lu)的15種元素(鑭系元素)之總稱。可單獨含有，亦可為混合物。

本發明之不鏽鋼所含有的不純物中，代表性的不純物可舉例如Zn、Bi、Pb、Ge、Se、Ag、Se、Te等；通常是在鐵鋼製造過程中作為以0.1%左右之範圍混入作為不純物。

又，就任意添加元素而言，雖以上述(3)~(5)規定代表性的元素，不過，即使是未被記載於本說明書中的元素，亦可在不損及本發明效果之範圍下而含有之。《麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法》

接著，針對本發明麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法進行說明。

第一，針對軟化退火處理條件進行說明。

如前所述，為了進行軟質化來作成每1600μm² 中1.0μm以上之碳氮化物達10個以上之鋼，具有前述本發明適宜鋼成分組成的同時，宜進行下述步驟作為軟化退火處理：在下述溫度範圍下實施1~48h之保持固定熱處理，該溫度範圍是870℃以上高溫且比(b)式所計算之碳化物固溶溫度：T還低20~120℃之溫度範圍；接著，以平均60℃/h以下之冷卻速度進行緩冷卻。保持固定熱處理時間比1h還要短時，碳氮化物尺寸會變得微細，而無法期待軟質化；反之，比48h還要長時，效果達飽和，且會失去工業上的經濟合理性。因此，保持固定熱處理時間限定在1~48h。適宜的範圍為2~10h。另外，可透過(b)式來計算與C量有關的碳化物固溶溫度。 log(C)＝-6100/(T+273)+4・・・・・(b) (b)式中「C」意指C濃度(質量%)，「T」則意指碳化物固溶溫度(℃)。

保持固定熱處理溫度比870℃或比(T-120)℃還低溫時，碳氮化物尺寸會變得微細，而無法期待軟質化；反之，在比(T-20)℃還高溫下實施保持固定熱處理時會形成膜狀晶界碳化物，而冷加工性會劣化。另外，保持固定熱處理溫度適宜的範圍為900℃以上且為比T還低30~100℃之溫度。

由保持固定熱處理溫度開始的緩冷卻其冷卻速度而言，若以大於平均60℃/h之冷卻速度進行緩冷卻，則碳氮化物會變得微細，而無法期待軟質化。

就緩冷卻結束溫度而言，在未緩冷卻至(T-250)℃之情況下，因為碳氮化物微細化、生成硬質麻田散鐵組織而無法期待軟質化。因此，宜進行緩冷卻至比(T-250)℃還低之溫度。另外，在比(T-250)℃還低之溫度中，不特別規定冷卻速度亦無妨。

透過上述本發明之軟化退火方法會定調碳化物尺寸、分散狀態，故在本發明的退火方法之後就算適用習知退火方法，效果仍持續，因此亦可與習知退火方法組合。

接著，針對本發明麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法中鑄造時之製造條件進行說明。

鋼中微細2次脫氧生成物即氧化物，是在凝固時生成。氧化物在熱力學上不穩定的情況下，會因熱輥軋等熱加工而進行分解、微細化，並在軟化退火時使差排、結晶晶界的移動受到釘扎而阻礙軟化。在麻田散鐵系不鏽鋼的情況下，除了適當控制Al、O含量之外，還將鑄造時之平均冷卻速度設在5~500℃/s之範圍，藉此，凝固時生成之2次脫氧生成物其平均尺寸會達1μm以上且5μm以下而抑制分解、微細化，因而能軟質化。另一方面，平均冷卻速度若比5℃/s還慢時，脫氧生成物會大於5μm而粗大化，不僅本發明軟質化效果會變得不明，連冷加工性也會劣化。另一方面，平均冷卻速度若比500℃/s還高時，2次脫氧生成物之Al濃度會降低至15%以下而在熱力學上變得不穩定，且會進行分解、微細化至小於1μm，而難以促進素材軟質化。因此，為了獲得本發明所規定之易於軟質化、且微細、且在熱力學上穩定的氧化物尺寸，就必須要以5~500℃/s之平均冷卻速度來使之凝固。宜為10℃/s以上且小於400℃/s。

依照以上說明之本發明，便可廉價提供一種高硬度、高耐蝕性麻田散鐵系不鏽鋼的軟化退火材，其具有軟質化特性且能夠強冷加工成複雜形狀。實施例 >實施例1>

以150kg的真空熔解爐在約1600℃下熔解表1~表3所示化學組成之鋼後，於鑄模進行鑄造。另外，透過Al、Si、Mn等脫氧元素添加量與透過自脫氧元素投入鋼液起至鑄模為止的出鋼時間，來使O量變化。使用各種尺寸(φ20~φ250mm)、材質(鐵系、氧化鎂系、氧化矽系)者作為鑄模，藉此使凝固時之平均冷卻速度變化。另外，凝固時之平均冷卻速度是以下述來估算：經相同條件熔解、凝固後得到SUS304樣品之鑄片，測定前述鑄片剖面1/4部及中央部的2次樹枝狀結晶臂間隔：λ，並以其平均值來估算平均冷卻速度(℃/s)＝(110/λ)^2.2 。

之後，於1200℃加熱後進行熱鍛造並熱加工成直徑14mm的棒鋼，再空冷至常溫。之後，於施行軟化退火時，以表4~表6所示各溫度施予5h之保持固定熱處理，並以20℃/h緩冷卻至650℃。然後，調査成分對於軟質化狀況、冷加工性、以及碳氮化物、微細氧化物之狀態所帶來的影響。表4~表6列示製造條件及評價結果。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

就軟質化而言，將前述棒鋼在長度方向中心剖面上進行嵌埋、研磨，再以荷重1kg測定剖面之直徑1/4部及中心部的Hv硬度，並評價其平均值，列示於表4~表6。表中，於Hv右側列示(a)式右邊(60C+170)之值。

關於冷加工性，則是作成φ8mm、高12mm之壓縮試驗片，並在高度方向上以10/s之應變速度施予端面壓縮加工，並判斷能否無裂紋地進行冷壓縮加工。另外，鋼材之冷加工性是與C量(質量%)有關，C量越高則冷加工性越下降，因為具有如此之性質而以C量之式來規定臨界加工率。能以(85-50C)%之臨界加工率進行冷壓縮加工者評價為「B」；產生裂紋者評價為「X」；進一步能以(90-50C)%之臨界加工率進行冷壓縮加工者評價為「A」。在本發明鋼中都是B或A，顯示優異的冷加工性。另外，所謂加工率即為(12-H)/12×100(%)，而H是冷壓縮加工後試驗片之厚度(mm)。

關於碳氮化物之分散狀態，是以王水對嵌埋研磨面進行蝕刻，並透過SEM、EDS進行評價。每1600μm² 中直徑1μm尺寸以上之碳氮化物為10個者評價為「B」；每1600μm² 中直徑2μm尺寸以上之碳氮化物為10個以上者評價為「A」；除此以外者評價為「X」。在本發明鋼中都是B或A，顯示出有利於優異冷加工性的碳氮化物分散狀態。另外，所謂尺寸之直徑，是以(長徑+短徑)/2來計算。所謂碳氮化物，則是透過EDS分析Cr、Fe、C、N為主體之析出物。

就氧化物平均尺寸及氧化物組成之評價來說，是使用自1150℃開始空冷之淬火處理過後的材料來進行評價，以排除碳氮化物之影響。表層經＃500研磨後的鋼材透過非水溶液中(3%之馬來酸+1%之四甲基氯化銨+剩餘部分之甲醇)進行電解(100mV定電壓)，將基質(matrix)溶解並以濾紙(filter)過濾來萃取氧化物。之後，針對殘留在濾紙上的氧化物，透過SEM、EDS測定任意30個氧化物之直徑尺寸，並算出平均直徑尺寸。所謂氧化物意指：透過EDS分析O與Al、Mn、Si、Fe、Cr、Ti等組成為主體之非金屬夾雜物。所謂直徑尺寸，是以(長徑+短徑)/2來計算。將所觀察之夾雜物中15μm以下尺寸者當作2次脫氧生成物，並使用來判定上述氧化物尺寸。

又，任意選定20個氧化物實施組成分析。另外，針對熱鍛造材也同樣實施氧化物之組成分析，並確認出：本淬火處理下氧化物之狀態並未變化。透過EDS分析O與Al、Mn、Si、Fe、Cr、Ti等組成為主體之非金屬夾雜物當作氧化物，並扣除S後合計換算成100%來算出Al之質量%。

針對粗大氧化物之評價，是透過光學顯微鏡觀察前述嵌埋研磨材，若存在長徑30μm以上之粗大氧化物者，在表6之備註欄中記載「粗大氧化物」。

本發明的麻田散鐵系不鏽鋼為高硬度、高耐蝕性用途，並要求在冷加工後施予淬火處理作成最終製品之階段下具備高硬度、高耐蝕性。

針對高硬度特性，是在冷加工後從T+50℃之溫度起施行空冷之淬火，並進行Hv硬度評價。Hv500以上者，便具備本發明之要件。在實施例中，淬火後小於Hv500者於表6之備註欄中記載「淬火硬度不足」。

針對耐蝕性特性，是在冷加工後從T+50℃之溫度起施行空冷之淬火，並對表面進行＃500研磨後，透過JIS之中性鹽水噴霧試驗以24h之鹽水噴霧進行耐蝕性評價，未產生紅鏽者便具備良好耐蝕性。在實施例中，對於產生紅鏽者(端部除外)於表6之備註欄中記載「耐蝕性不足」。

表4、表5的本發明例為1~63。關於製品之硬度，在本發明例中能獲得Hv硬度為(60C+170)以下，又，大多能獲得適宜之Hv硬度即(60C+160)以下。關於冷加工性，在本發明鋼中都是B或A，顯示出有利於優異冷加工性的碳氮化物分散狀態。

就發明例1~3、7~15、17~50、52而言，Al含量為0.01~0.2%、O含量為0.001~0.006之適宜範圍，顯示出有利於軟質化之氧化物狀態。又，1~5μm尺寸之氧化物的平均Al濃度在15~40質量%之適宜範圍。

另一方面，在表6所示比較例1~22中，鋼的成分組成脫離自本發明外、或者、凝固速度脫離自本發明適宜的條件之外，可知其碳氮化物分布狀態、氧化物平均尺寸並未滿足本發明規定範圍，無法滿足所欲特性。

比較例1、3、5的凝固冷卻速度快，比較例19的Al過少，其等氧化物平均直徑尺寸都過小，因而Hv變高且冷加工性不良。比較例2、4、6的凝固冷卻速度慢且氧化物平均直徑尺寸過大，因而冷加工性不良。

就比較例8~10、13、17、18、21來說，C、Si、Mn、Ni、Mo、Al、C+N/2分別過多，Hv變高且冷加工性不良。此外，比較例9、17是連碳氮化物之分散狀態也不良。

比較例7的C過少，比較例15的Cr過多，淬火硬度變得不足。比較例14的Cr過少，比較例16的Mo過少，耐蝕性變得不足。

比較例18的Al過多，比較例22的O過多，形成粗大氧化物之同時冷加工性不良。 >實施例2>

接著，調查軟化退火材的製造方法之影響。前述所製造的本發明鋼C，其熱鍛造材的φ14mm棒鋼而言，以各種條件施予軟化退火，並調查製造方法對於軟質化、冷加工性及碳氮化物之狀態所帶來的影響。另外，在軟化退火時，微細氧化物之狀態不會變化，故在本實施例中並未實施氧化物之調査。表7列示軟化退火材的製造方法與調査結果。

[表7]

在發明例7、53~63中，都顯示出有利於優異冷加工性的碳氮化物分散狀態，冷鍛造性優異。在發明例63中，如表5之備註中所記載「追加軟化退火」，是賦予以下軟化退火的例子：以本發明條件實施軟化退火後，再以習知850℃-2h保持固定後，以30℃/h緩冷卻至700℃並自爐脫離。品質良好，並延續著本發明效果。

另一方面，在比較例22~26中，軟化退火條件並未滿足本發明規定範圍，可知其等並未滿足本發明之碳氮化物分散狀態、Hv硬度、優異冷加工性。

由以上各實施例明顯可知，依照本發明，便能穩定提供一種冷加工性優異之高硬度、高耐蝕用途之麻田散鐵系不鏽鋼的軟化退火材，且能以冷加工大量生產而大幅降低零件製造成本。

圖1顯示：以習知方法將13Cr-2Mo-0.2C-0.1N系鋼進行軟化退火後的金屬組織。圖2顯示：以本發明的方法將13Cr-2Mo-0.2C-0.1N系鋼進行軟化退火後的金屬組織。

Claims

一種麻田散鐵系不鏽鋼，其特徵在於：具有下述化學成分：以質量%計含有：C：0.15~0.61%、Si：2.0%以下、Mn：1.5%以下、S：小於0.01%、P：0.05%以下、Ni：1.5%以下、Cr：10.5~16.0%、Mo：0.9~3.0%、N：0.01~0.14%、Al：0.008~1.0%、O：0.001~0.008%，剩餘部分由Fe及不純物所構成，且C+N/2：0.16~0.70%；並且，每1600μm²中1.0μm以上之碳氮化物為10個以上；氧化物平均直徑尺寸為1~5μm；且該麻田散鐵系不鏽鋼為(a)式所示之Hv硬度；Hv≦60C+170‧‧‧‧‧‧‧‧‧‧‧‧‧(a)C：C含量(質量%)。
如請求項1之麻田散鐵系不鏽鋼，其更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計， Cu：1.5%以下、W：1.5%以下、Co：1.5%以下、B：0.01%以下、Sn：0.3%以下、Sb：0.3%以下。
如請求項1或請求項2之麻田散鐵系不鏽鋼，其更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計，Nb：0.1%以下、Ti：0.1%以下、V：0.2%以下、Ta：0.2%以下。
如請求項1或請求項2之麻田散鐵系不鏽鋼，其更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計，Mg：0.01%以下、Ca：0.01%以下、Hf：0.01%以下、REM：0.01%以下。
如請求項3之麻田散鐵系不鏽鋼，其更含有下述中之1種以上來取代前述Fe的一部分：以質量%計，Mg：0.01%以下、 Ca：0.01%以下、Hf：0.01%以下、REM：0.01%以下。
如請求項1或請求項2之麻田散鐵系不鏽鋼，其中氧化物的平均Al濃度為15~40質量%。
如請求項3之麻田散鐵系不鏽鋼，其中氧化物的平均Al濃度為15~40質量%。
如請求項4之麻田散鐵系不鏽鋼，其中氧化物的平均Al濃度為15~40質量%。
如請求項5之麻田散鐵系不鏽鋼，其中氧化物的平均Al濃度為15~40質量%。
一種麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法，其特徵在於：對於具有如請求項1至請求項9中任1項之成分組成的麻田散鐵系不鏽鋼進行下述步驟作為軟化退火處理：在下述溫度範圍下實施1~48h之熱處理，該溫度範圍是比870℃還高且比起以C含量與下述(b)式所示之碳化物固溶溫度：T還低20~120℃之溫度範圍；接著，以平均60℃/h以下之冷卻速度緩冷卻至比T還低250℃之溫度；log(C)=-6100/(T+273)+4‧‧‧‧(b)(b)式中「C」意指C含量(質量%)，「T」意指碳化物固溶溫度(℃)。
如請求項10之麻田散鐵系不鏽鋼的製造方法，其中鑄造時，凝固時之平均冷卻速度為5~500℃/s。