TWI819763B - 肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之課題在於提供一種肥粒鐵系不鏽鋼及工業上穩定的製造方法，所述肥粒鐵系不鏽鋼適切的淬火溫度範圍較廣，且在淬火後具備高硬度及優異耐蝕性，並可作為美麗的麻田散鐵系不鏽鋼製品之素材。 本發明之肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於： 其具有由下列所構成的鋼組成：以質量%計、C：0.45%以上且0.55%以下、Si：0.10%以上且1.00%以下、Mn：0.1%以上且1.0%以下、Cr：12.0%以上且15.0%以下、Ni：0%以上且1.0%以下、Mo：0.50%以上且0.80%以下、V：0.10%以上且0.20%以下、N：0.015%以上且0.100%以下、P：0%以上且0.040%以下、S：0%以上且0.030%以下、剩餘部分：Fe及不純物；且 肥粒鐵相之平均結晶粒徑為10μm以下，直徑1.5μm以下之碳化物存在0.8個/μm 2以上。

Description

肥粒鐵系不鏽鋼及其製造方法
發明領域 本發明是有關於一種肥粒鐵系不鏽鋼。特別是揭示一種肥粒鐵系不鏽鋼，其適宜作為：適合剃刀、菜刀等麻田散鐵系不鏽鋼製品的中間材。
發明背景 要求高硬度與耐蝕性的剃刀之刀刃、菜刀等刀具用途上，一直使用以SUS420J1、SUS420J2、EN1.4116(非專利文獻1)為代表的含碳麻田散鐵系不鏽鋼。其等也是被記載於JIS G43034或G43035的鋼。就通用刀具而言，是使用含有0.40%以下之C的SUS420J1、SUS420J2。另一方面，就要求更加高硬度、優異耐蝕性的高級刀具而言，則是使用EN1.4116，其Cr含量高且進一步添加V、Mo而提高耐蝕性。
關於不鏽鋼，透過水冷、油冷等急速冷卻，從可固溶較高碳濃度的高溫沃斯田鐵相狀態，獲得硬質麻田散鐵相且該硬質麻田散鐵相固溶有在室溫為過飽和的碳。也就是會變成麻田散鐵系不鏽鋼。已知的是：該麻田散鐵相之硬度是對應於高溫加熱時之沃斯田鐵相的固溶C量；用以獲得目標硬度的適切淬火溫度範圍則受到淬火前之碳化物尺寸影響。
還可認為，關於存在於淬火前後的碳化物，其是以Cr為主體，也含有用以提升耐蝕性的V、Mo，且會大幅影響到耐蝕性。亦即，若有粗大碳化物存在時，於其附近之耐蝕性會劣化。
另一方面，關於不鏽鋼，若從高溫沃斯田鐵相狀態比較緩慢地進行冷卻，或者，若保持加熱在比沃斯田鐵相狀態還低溫的肥粒鐵相狀態，則會使母相中固溶的C析出，因而會分解成軟質的肥粒鐵相與碳化物。
據此，在製造一般的麻田散鐵系不鏽鋼製品時，於作為素材之中間材的製造階段中呈現軟質，並在一般而言加工性優異的肥粒鐵系不鏽鋼之狀態下製造出板、棒、線等各種形狀，之後，加工成製品、或進行加工的同時或者在這之後，會對麻田散鐵系不鏽鋼實施淬火。
本發明是以適用於麻田散鐵系不鏽鋼製高級刀具為前提，所述麻田散鐵系不鏽鋼製高級刀具尤其要求硬度高且耐蝕性優異；並以下述肥粒鐵系不鏽鋼為對象，所述肥粒鐵系不鏽鋼適於作為製造前述刀具的中間材且添加了0.45%以上的C。另外，適用對象並不限於高級刀具，亦可適用於需要優異特性而施行加工的其他用途。又，就高級刀具而言，製品表面宜為美麗。美麗是指下列表面性質狀態：表面形狀優異的同時，耐蝕性優異，即使較以往還長時間或嚴酷的腐蝕環境下也不會生鏽。
中間材即肥粒鐵系不鏽鋼在製造步驟中，一般是將連續鑄造、鑄錠鑄造所得之鑄塊進行熱加工，之後先暫時冷卻至室溫，進一步進行再次加熱而分解成肥粒鐵相與碳化物，使其軟質化(非專利文獻2)。
就該再次加熱而言，為了前述分解通常需要數小時這般長時間，且分散在肥粒鐵相中的碳化物容易變得粗大。分散有這種粗大碳化物的肥粒鐵系不鏽鋼中間材若予以淬火，多半會變得比目標硬度還軟質。
又，存在於淬火前後的碳化物中，若含有用以獲得優異耐蝕性所必需之Cr、Mo、V，則在碳化物周圍的耐蝕性多半會劣化。
為了獲得各元素之固溶所帶來的優異特性，必須使淬火溫度、時間變得高溫、長時間來使粗大碳化物熔解(再次固溶)，以確保預定固溶量。在殘存有粗大碳化物之情況下，會有淬火後特性劣化且不穩定之課題。
就該課題之解決手段而言，例如，專利文獻1揭示的手法，是使所添加C、N量適切化，來限定淬火前之肥粒鐵系不鏽鋼中間材中碳化物的個數密度。藉此，用以獲得目標特性所適切的淬火溫度範圍較廣，而能確保並穩定淬火後所必要之特性。 先前技術文獻
專利文獻 專利文獻1：日本特開2007-224405號公報
非專利文獻 非專利文獻1：不鏽鋼歐洲規格EN10088-2 非專利文獻2：不鏽鋼手冊第3版，不鏽鋼協會編(1995)，829頁
發明概要 發明所欲解決之課題 就專利文獻1之肥粒鐵系不鏽鋼中間材熱處理後所獲得之素材而言，會因為加熱時的氧化而局部產生厚厚的Cr缺乏，並在將前述素材作成刀具製品時，有時會出現斑紋而損及刀具製品的表面外觀。
本發明之課題在於提供一種肥粒鐵系不鏽鋼及工業上穩定的製造方法，所述肥粒鐵系不鏽鋼適切的淬火溫度範圍較廣，且在淬火後具備高硬度及優異耐蝕性，並可作為美麗的麻田散鐵系不鏽鋼製品之素材。
用以解決課題之手段 本案發明人等針對具備高硬度與優異耐蝕性的刀具用麻田散鐵系不鏽鋼製品，就所述製品之中間材所適切之肥粒鐵系不鏽鋼的金屬組織進行詳細調查，其中所述肥粒鐵系不鏽鋼添加了0.45%以上的C；然後，釐清了能獲得預定硬度與耐蝕性、美麗表面的淬火條件。
刀具製品表面所出現的斑痕紋路會使耐蝕性劣化而使美麗程度受損，結果釐清：晶界氧化等所造成的含Cr氧化物，其正下方的Cr缺乏會導致所述斑痕紋路產生。還發現：透過使結晶粒徑變得微細來增加材料中的晶界密度，使晶界上之碳化物提前熔解，從而促進Cr、Mo、V往別處擴散，而能提前消除在表面、粗大碳化物附近的Cr缺乏。
更發現：透過使平均結晶粒徑變得微細並控制碳化物之分布，用以穩定獲得高硬度、優異耐蝕性及美麗表面外觀所適切的淬火溫度範圍會擴大。
本案發明人等查明能獲得這種效果的鋼組成及金屬組織之特徴而完成本發明。本發明要點如以下所述。
(1)一種肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於： 其具有由下列所構成的鋼組成：以質量%計，C：0.45%以上且0.55%以下、Si：0.10%以上且1.00%以下、Mn：0.1%以上且1.0%以下、Cr：12.0%以上且15.0%以下、Ni：0%以上且1.0%以下、Mo：0.50%以上且0.80%以下、V：0.10%以上且0.20%以下、N：0.015%以上且0.100%以下、P：0%以上且0.040%以下、S：0%以上且0.030%以下、剩餘部分：Fe及不純物；且 肥粒鐵相之平均結晶粒徑為10μm以下，直徑1.5μm以下之碳化物存在0.8個/μm 2以上。
(2)如前述(1)之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，1.5μm以下之碳化物其佔肥粒鐵晶界長度的佔有率為5.0%以上。
(3)如前述(1)或(2)之肥粒鐵系不鏽鋼，其含有下列中之1種或2種以上來替代前述Fe的一部份： 以質量%計，Al：0.30%以下、Nb：0.070%以下、B：0.0030%以下、Ti：0.070%以下、Sn：0.12%以下、Cu：0.40%以下、W：1.000%以下、Co：0.500%以下、Zr：0.500%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0050%以下、Y：0.1000%以下、REM：0.10%以下、及Sb：0.15%以下。
(4)一種肥粒鐵系不鏽鋼板，其板厚為0.4~6.0mm且具有前述(1)~(3)中任一項所記載的特徴。
(5)一種肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於是製造如前述(1)~(3)中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼的方法，並具備下列步驟： 對於具有如前述(1)或(3)所記載之組成的鋼，以開始溫度1150℃以上、結束溫度850℃以上且900℃以下施予熱輥軋而作成熱軋鋼板；接著，以冷卻速度0.07℃/s以上將前述熱軋鋼板冷卻至700℃以上且800℃以下之溫度；冷卻後，以700℃以上且800℃以下之溫度、20分鐘以上且20小時以下之間，將前述熱軋鋼板保持加熱。
(6)一種肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於是製造如前述(4)之肥粒鐵系不鏽鋼板的方法，並具備下列步驟： 對於具有如前述(1)或(3)所記載之組成的鋼，以開始溫度1150℃以上、結束溫度850℃以上且900℃以下施予熱輥軋而作成熱軋鋼板；接著，以冷卻速度0.07℃/s以上將前述熱軋鋼板冷卻至700℃以上且800℃以下之溫度；冷卻後，以700℃以上且800℃以下之溫度、20分鐘以上且20小時以下之間，將前述熱軋鋼板保持加熱；將已保持加熱的前述熱軋鋼板進行酸洗；將酸洗後的前述熱軋鋼板進行冷輥軋而作成冷軋鋼板；在700℃以上且800℃以下將前述冷軋鋼板進行熱處理。
發明效果 依照本發明，就能提一種美麗的肥粒鐵系不鏽鋼，其適切的淬火溫度範圍較廣，且具備高硬度、優異耐蝕性。
本發明的實施形態 用以實施發明之形態 1.肥粒鐵系不鏽鋼 以下，關於本發明之肥粒鐵系不鏽鋼進行詳細說明。
(化學成分) 首先，說明本發明之肥粒鐵系不鏽鋼所含成分。另外，各元素之含量「%」標示意指質量%。
C是用以確保麻田散鐵硬度的重要元素。其還會生成Cr碳化物，而作為對母材耐蝕性帶來影響的元素發揮作用。C含量小於0.45%時，無法獲得刀具用途所需之淬火硬度。又，有助於穩定淬火硬度之1.5μm以下碳化物的個數密度會變得不足，因而適切的淬火溫度範圍也會變窄。此外，會無法有效發揮出碳化物所帶來的釘住作用，在熱輥軋後之爐內加熱中肥粒鐵相之平均結晶粒徑會粗大化。另一方面，若C含量大於0.55%，則碳化物會粗大化而前述個數密度會變得不足，且適切的淬火溫度範圍會變窄。還會無法滿足必要的耐蝕性。因此，C含量設為0.45%以上且0.55%以下。C含量之下限宜為0.46%，較宜為0.47%。C含量之上限宜為0.54%，較宜為0.53%。
Si是一種會提升抗氧化性的元素。若Si含量小於0.10%，就無法獲得充分的抗氧化性。又，若過度減少則會招致製造成本增加。另一方面，若Si含量大於1.00%，則會助長製造時之裂紋。因此，Si含量設為0.10%以上且1.00%以下。Si含量之下限宜為0.20%，較宜為0.30%。Si含量之上限宜為0.90%，較宜為0.80%。
Mn被使用作為脫氧元素。還可認為，透過其與C之相互作用會使固溶C量增加，有助於提升淬火後之硬度。從展現穩定製造性、還有其與C相互作用使固溶C增加效果之觀點來看，Mn含量設為0.1%以上。另一方面，若Mn含量大於1.0%，則恐會形成硫化物等化合物而招致耐蝕性降低。還可認為，其與C相互作用而使固溶C增加的效果達飽和，無法獲得與添加量相符之效果。因此，Mn含量設為0.1%以上且1.0%以下。Mn含量之下限宜為0.2%，較宜為0.3%。Mn含量之上限宜為0.9%，較宜為0.8%。
Cr是一種會提升耐蝕性的元素。又，Cr是一種會提升淬火性的元素，且是一種產生擴散變態而抑制淬火後硬度降低的元素。更還是構成碳化物的元素，會影響到淬火前之金屬組織中的碳化物密度。Cr含量小於12.0%時，無法獲得充分的耐蝕性、抑制擴散變態之效果及碳化物密度。另一方面，若Cr含量大於15.0%，則會招致製造性降低。還無法獲得與添加合金成本相符的耐蝕性。又，淬火變態溫度(Ms點)降低導致生成殘留γ的量變多，會招致硬度降低。因此，Cr含量設為12.0%以上且15.0%以下。Cr含量之下限宜為12.5%，較宜為13.0%，更宜為14.0%。此外，Cr含量之下限可為14.1%，亦可為14.3%。Cr含量之上限宜為14.9%，較宜為14.7%。
Ni是一種會提升作成麻田散鐵相時之韌性的元素，亦可因應所需而添加。惟，若Ni含量大於1.0%，則會招致成形性降低。又，其為稀有元素且價位高，恐會牽連合金成本提高、阻礙製造性。因此，Ni含量設為1.0%以下。宜為0.60%以下，較宜為0.05%以上且0.50%以下。含Ni時，其含量可為微量，不過下限宜為0.05%，較宜為0.10%。Ni含量之上限宜為0.60%，較宜為0.50%。
Mo是一種會提升耐蝕性的元素。也還是一種透過固溶強化而使硬度提升的元素。Mo含量小於0.50%時，無法獲得充分的耐蝕性、固溶強化帶來的提升硬度效果。另一方面，即使Mo含量添加至大於0.80%，耐蝕性、對於固溶強化的效果達飽和，無法獲得與添加成本相符的效果。因此，Mo含量設為0.50%以上且0.80%以下。Mo含量之下限宜為0.55%，較宜為0.60%。Mo含量之上限宜為0.75%，較宜為0.70%。
V是一種會提升耐蝕性的元素。其也作為會使碳化物微細析出的元素而發揮作用，並會提高碳化物之個數密度。V含量小於0.10%時，無法獲得充分的耐蝕性。又，無法充分獲得提高碳化物之個數密度的效果。另一方面，即使V含量添加至大於0.20%，對於耐蝕性之效果及提高碳化物之個數密度的效果達飽和，無法獲得與添加成本相符的效果。因此，V含量設為0.10%以上且0.20%以下。V含量之下限宜為0.11%，較宜為0.13%。V含量之上限宜為0.19%，較宜為0.17%。
關於N，其與C同樣是一種用以確保麻田散鐵硬度的元素。N含量小於0.015%時，無法確保充分的硬度。另一方面，若N含量大於0.100%，則熱加工性會顯著劣化。因此，N含量設為0.015%以上且0.100%以下。N含量之下限宜為0.020%，較宜為0.030%，更宜為0.040%。N含量之上限宜為0.090%，較宜為0.080%。
P是一種會降低成形性及耐蝕性的元素。其含量越低越好。因此，P含量設為0.040%以下。下限並不特別限定。
S是不可避免的不純物元素，其會助長製造時之裂紋。因此，S含量設為0.030%以下。下限並不特別限定。
本發明之肥粒鐵系不鏽鋼除了上述各元素之外，是由Fe及不純物(包含不可避免的不純物)所構成。
本揭示之肥粒鐵系不鏽鋼除了上述基本組成之外，亦可選擇性含有下列中之1種或2種以上來替代前述Fe的一部份： 以質量%計，Al：0.30%以下、Nb：0.070%以下、B：0.0030%以下、Ti：0.070%以下、Sn：0.12%以下、Cu：0.40%以下、W：1.000%以下、Co：0.500%以下、Zr：0.500%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0050%以下、Y：0.1000%以下、REM：上0.10%以下、Sb：0.15%以下。
(Al：0.30%以下、Nb：0.070%以下、B：0.0030%以下、Ti：0.070%以下) Al、Nb、B及Ti之元素亦可不添加。若添加此等元素，則會提升肥粒鐵系不鏽鋼之成形性，並具有抑制熱加工時之瑕疵的效果。添加時，Al含量設為0.30%以下，Nb含量設為0.070%以下，B含量設為0.0030%以下，Ti含量設為0.070%以下。為了確實獲得上述效果，Al、Nb、Ti含量宜設為0.01%以上，B含量宜設為0.001%以上。
(Sn：0.12%以下、Cu：0.40%以下、W：1.000%以下、Co：0.500%以下、Zr：0.500%以下) Sn、Cu、W、Co及Zr之元素亦可不添加。此等元素具有提升耐蝕性的效果。添加時，Sn含量設為0.12%以下，Cu含量設為0.40%以下，W含量設為1.000%以下，Co含量設為0.500%以下，Zr含量設為0.500%以下。為了確實獲得上述效果，Sn、Cu、Co、Zr含量宜設為0.01%以上，W含量宜設為0.1%以上。
(Ca：0.0050%以下、Mg：0.0050%以下、Y：0.1000%以下、Hf：0.20%以下、REM：0.10%以下、Sb：0.15%以下) Ca、Mg、Y、REM及Sb之元素亦可不添加。此等元素會使氧化物、硫化物等夾雜物發生變化而具有抑制熱加工瑕疵的效果。添加時，Ca含量設為0.0050%以下，Mg含量設為0.0050%以下，Y含量設為0.1000%以下，Hf含量設為0.20%以下，REM含量設為0.10%以下，Sb含量設為0.15%以下。為了確實獲得上述效果，Ca、Mg含量宜設為0.0001%以上，Y、Hf、REM含量宜設為0.01%以上。
另外，在本案中所謂「REM」是指：歸屬原子序57~71之元素(鑭系元素)，例如：La、Ce、Pr、Nd等；且係定為不含Y者。
本揭示之肥粒鐵系不鏽鋼除了上述各元素，亦可在能夠解決上述課題之範圍內，含有上述各個元素以外之元素來替代Fe之一部分。例如，亦可含有Bi、Pb、Se、H、Ta等；在能夠解決上述課題之限度下，控制其含有比例，例如亦可含有：Bi≦100ppm、Pb≦100ppm、Se≦100ppm、H≦100ppm、Ta≦500ppm之1種以上。
(肥粒鐵相之平均結晶粒徑與碳化物之析出狀態) 在本發明之肥粒鐵系不鏽鋼中，透過使肥粒鐵相之平均結晶粒徑微細化，並規定碳化物尺寸與個數密度，藉此確保了優異特性，所述優異特性包含美麗的表面。
使平均結晶粒徑變得微細，藉此，位在肥粒鐵相之晶界上的碳化物會增加。高溫加熱時，位在晶界上的碳化物作為變態成沃斯田鐵相的核而發揮作用，使沃斯田鐵相之晶界面積增加。因此，隨著碳化物再次固溶的進展，同時會促進再次固溶後的Cr、M、V往別處擴散，而能提前消除Cr缺乏。除了前述規定之外，若是碳化物佔肥粒鐵相晶界長度的比例(佔有率)為一定值以上，則消除Cr缺乏的效果會更增強且耐蝕性會顯著提升。
肥粒鐵相之平均結晶粒徑必須為10μm以下。平均結晶粒徑宜為9μm以下，更宜為8μm以下。另一方面，平均結晶粒徑之下限並不特別限定，不過從成果來看則設為1μm以上。另一方面，若平均結晶粒徑大於10μm，位於晶界的碳化物會減少而不會發生消除Cr缺乏的現象，無法確保優異特性。
(肥粒鐵相之平均結晶粒徑的測定方法) 肥粒鐵相之平均結晶粒徑是如以下所述來鑑別。鋼板以電解研磨而調整成樣品後的L剖面透過EBSD來進行測定。測定區域定為：在板厚1/4t之位置且300μm×300μm；測定的間距尺寸設為0.1μm。若鄰接的圖塊數據(plot data)彼此結晶方位差值小於15°，就將此等視為同一結晶粒；若為15°以上之方位差，就當作不同結晶粒來處置並求出平均結晶粒徑。另外，測定區域含有肥粒鐵相以外的相時，僅提取肥粒鐵相之後才求出平均結晶粒徑。
碳化物宜為高溫加熱時能再次固溶於沃斯田鐵相的尺寸，個數密度越大越好。碳化物尺寸必須是不含直徑大於1.5μm的粗大碳化物。直徑宜為1.0μm以下。
又，關於碳化物之個數密度，直徑1.5μm以下之碳化物必須存在0.8個/μm 2以上。宜為1.0個/μm 2以上，較宜為1.2μm 2以上。個數密度之上限並不特別限定。另外，碳化物尺寸及個數密度若滿足上述條件，就能充分確保目標硬度所需要的固溶C量，因而也能擴大適切的淬火溫度範圍。
為了確保淬火後美麗的表面外觀並進一步顯著提升耐蝕性，直徑1.5μm以下之碳化物其佔晶界的佔有率宜為5.0%以上。佔有率宜為7.0%以上，較宜為10.0%以上。上限並不規定，不過宜為17.0%以下。
(碳化物之尺寸及個數密度、碳化物佔晶界之佔有率的測定方法) 碳化物之尺寸及個數密度是透過以下方法來鑑別。
將鋼板之L剖面研磨成鏡面後，以王水進行蝕刻而使晶界與碳化物現形，並透過SEM觀察來測定碳化物之尺寸及個數密度。測定區域定為：在板厚1/4t位置且總面積為200μm×200μm；觀察倍率則以5000倍進行SEM觀察。碳化物之尺寸是將所觀察之碳化物換算成等效圓直徑來求得。碳化物之個數密度[個/μm 2]則是規定如下來算出：在測定區域所確認到直徑1.5μm以下之碳化物個數相對於測定區域面積。
在本發明中所謂佔有率(P[%])是定義為：直徑1.5μm以下之碳化物其佔晶界的比例。關於佔有率是規定如下來求得：前述碳化物佔據晶界的線段長度總和(b[μm])相對於測定區域中總晶界長度(a[μm])之比例。算式如式(1)所示。又，在圖1中示意顯示「位在晶界上的碳化物」的判斷基準及「佔據晶界的線段長度」。
P＝b/a×100…(1)
另外，在本發明之肥粒鐵系不鏽鋼所確認的碳化物多半為(Cr,Fe) 23C 6，不過亦可一部分含有(Cr,Fe) 7C 3。碳化物可透過EDX來確認。
(肥粒鐵相及碳化物以外的其他相的存在) 本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的金屬組織在室溫中是由肥粒鐵相與複數個微細碳化物所構成，且所述複數個微細碳化物壓制在極為一部分的比例。不過，可允許些微存在前述以外之相。例如，本發明之肥粒鐵系不鏽鋼在室溫中可含有主相即肥粒鐵相以外之相，例如：沃斯田鐵相、麻田散鐵相以面積率計合計5%以下，如此亦無問題。
(有無沃斯田鐵相、麻田散鐵相的判定方法) 關於沃斯田鐵相的有無，是使用前述段落記載之EBSD所測定的數據來判斷。沃斯田鐵相為FCC構造而肥粒鐵相為BCC構造，因此，是求出測定區域中FCC構造所佔比例(γ[%])來進行判定。以式(2)所求出的值若為5%以下，則判斷為沒有沃斯田鐵相。在本案中，γ表示：沃斯田鐵相之面積率(單位：[%])；F、B分別表示：EBSD測定時所獲得的FCC構造、BCC構造之圖塊(plot)數量(單位：[個])。
γ＝F/(F+B)×100…(2)
關於麻田散鐵相的有無，則是透過維氏硬度來判斷。若麻田散鐵相存在5%以上，則硬度會大於300HV。使用維氏硬度計以荷重500g測定10次測定，若其平均值為300HV以下，則判定為沒有麻田散鐵相。
(板厚) 熱軋後的板厚為4.0mm以上且6.0mm以下，在後續冷軋階段的板厚為0.4mm以上且小於4.0mm。本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的板厚的對象為：從熱軋後至冷軋階段為止的0.4mm以上且6mm以下，並且前述冷軋階段的板厚包含製品板厚。
2.肥粒鐵系不鏽鋼的製造方法
(製造方法) 針對本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的製造方法進行說明。
熔煉並鑄造出前述組成所構成的鋼而製造出鑄塊，並予以加熱。若加熱溫度(後述熱輥軋的開始溫度)小於1150℃，則無法使碳化物充分固溶，特性會因部位不同而變動，同時會殘存有粗大碳化物而製品適切的淬火溫度範圍會變窄。因此，加熱溫度設為1150℃以上。宜為1180℃以上。
接著，對加熱後的鑄塊施予熱輥軋。若熱輥軋的結束溫度小於850℃，則變形荷重過高，用以進行熱輥軋的機器材料其負荷會變高，無法加工成預定形狀。另一方面，若大於950℃，粗大碳化物並未被弄碎而殘存下來，製品適切的淬火溫度範圍會變窄。據此，熱輥軋的結束溫度設為850℃以上且950℃以下。宜為860℃以上且940℃以下。
自熱輥軋結束後馬上控制冷卻速度，並冷卻至後續步驟即保持加熱的溫度：700℃以上且800℃以下。此時，冷卻速度設為0.07℃/s以上，並且必須控管熱歷程以使冷卻中途溫度不會下降至小於700℃。冷卻速度宜為0.20℃/s以上。因為熱輥軋所蓄積的加工應變會維持至保持加熱之前，故，保持加熱後，肥粒鐵相之平均結晶粒徑會在10μm以下。另一方面，若冷卻速度比0.07℃/s還慢，則在冷卻中加工應變會回復而肥粒鐵相之析出核會減少，因而在保持加熱中肥粒鐵會粗大化。
在以往肥粒鐵系不鏽鋼中間體的製造方法中，若為一般製造步驟，亦即如下的熱歷程：在熱輥軋後一邊控制冷卻速度一邊先暫時冷卻至室溫，並且再度升溫並進行保持加熱；若為如此，則在麻田散鐵相內的應變消失之過程中，肥粒鐵相之結晶粒會粗大化。相對於此，在本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的製造方法中，非常重要的是控制：熱輥軋後當下起至保持加熱之前為止之間的冷卻速度、溫度歷程。以往肥粒鐵系不鏽鋼中間體的製造方法並未如此般控制冷卻速度與溫度歷程。
冷卻至700℃以上且800℃以下的保持加熱溫度後，接著進行保持加熱。若保持加熱溫度小於700℃，則1.5μm以下之碳化物其個數密度會顯著變低，不會充分進展肥粒鐵變態，且進行前述保持加熱並冷卻至室溫後，會形成富含硬質麻田散鐵相的金屬組織。結果，冷軋等的後續步驟會變得難以讓板通過，製造成本會增加、良率會降低。另一方面，若大於800℃，則前述碳化物會凝集粗大化，且適切的淬火溫度範圍會變窄。又，肥粒鐵相之平均結晶粒徑也會粗大化。
保持加熱時間設為20分鐘以上且20小時以下。保持加熱時間若小於20分鐘，則直徑1.5μm以下之碳化物其個數密度會顯著降低，在冷卻至室溫後會變成富含大量麻田散鐵相的金屬組織。結果，冷軋等的後續步驟會變得難以讓板通過，製造成本會增加、良率會降低。另一方面，若保持加熱大於20小時，則前述碳化物會凝集粗大化，且適切的淬火溫度範圍會變窄。又，肥粒鐵相之結晶粒也會粗大化。據此，保持加熱是在700℃以上且800℃以下之溫度保持20分鐘以上且20小時以下來進行。宜在710℃以上且790℃以下之溫度且在75分鐘以上且15小時以下。
關於保持加熱後的冷卻速度，並不特別限定。例如，可採0.05℃/s以上之冷卻速度，亦可進行空冷。
保持加熱及冷卻完成後，因應所需而反覆進行酸洗、冷輥軋、最終熱處理，就能獲得預定板厚的鋼板。
酸洗是用以除去表面氧化皮膜的步驟，冷輥軋是用以獲得預定板厚的步驟，最終熱處理則是會釋放前述冷輥軋所導入應變並透過再結晶來使其軟化的步驟；在不鏽鋼的製造上以一般方法並無問題。
最終熱處理之溫度小於700℃時，再結晶不足而變成硬質，會難以讓板通過至下一步驟或在客戶端會難以加工素材。另一方面，若比800℃還高溫，則會到達沃斯田鐵相為穩定的溫度區域，並在冷卻後會變成富含麻田散鐵相的金屬組織因而硬質化，會難以讓板通過至下一步驟或在客戶端會難以加工素材。因此，最終熱處理之溫度設為700℃以上且800℃以下。宜為710℃以上且790℃以下。 實施例
一邊出示實施例，一邊說明本發明之肥粒鐵系不鏽鋼的效果。
實驗室熔煉出具有表1所示組成的鋼，並獲得厚度100mm的鑄塊。將該鑄塊以表2之溫度加熱120分鐘後進行熱輥軋，獲得板厚5.0mm的熱輥軋板。
接著，以冷卻速度0.05~2.00℃/s範圍，將前述熱輥軋板冷卻至表2所示保持加熱溫度。到達前述保持加熱溫度後，施行表2所示時間的保持加熱。保持加熱後以空冷方式冷卻至室溫。對於No.1~16、18~34之鋼板，是施行硫酸酸洗、軋縮率60%之冷輥軋、還有700~800℃×2分鐘之熱處理，而獲得板厚2.0mm之鋼板。
又，對於No.1~15、18~34之鋼板，則是再度施行冷輥軋、冷軋板退火、酸洗而作成板厚0.8mm之鋼板。
在本探討中，為了與本發明之製造步驟作一比較，No.33在熱輥軋後先暫時冷卻至室溫，並且再度升溫並進行保持加熱。
[表1]
[表2]
關於肥粒鐵相之平均結晶粒徑、沃斯田鐵相及麻田散鐵相的有無、碳化物之尺寸及個數密度、碳化物佔晶界的佔有率，是透過前述方法來測定。
(熱輥軋完成後之冷卻速度的測定方法) 熱輥軋完成後之冷卻速度定義為：熱輥軋完成後起至到達保持加熱溫度之間的平均冷卻速度。溫度的歷程則是使用紅外線溫度計進行測定。
(淬火硬度穩定性之評價試驗) 將表2所示受測材在加熱溫度900~1150℃保持5分鐘後，進行空冷。然後，調查前述樣品的淬火硬度。另外，加熱溫度是以10℃刻度作變化。淬火穩定性(ΔT[℃])是以式(3)來評價。
ΔT＝Tmax-Tmin…(3)
Tmin[℃]、Tmax[℃]分別表示淬火硬度達550HV以上的最低溫度及最高溫度；ΔT越大，意指：獲得前述淬火硬度以上的淬火溫度範圍越廣，且淬火硬度穩定性越優異。另一方面，ΔT為0時，意指：最低溫度Tmin與最高溫度Tmax一致而淬火穩定性差。在本案中，ΔT為30℃以上者評價為合格，小於30℃者評價為不合格。
(表面外觀之評價試驗) 將表2所示受測材在加熱溫度Tmin、Tmax保持5分鐘，之後進行空冷而獲得淬火樣品。然後，除去前述淬火樣品的氧化皮膜而使其露出金屬表面，再以＃600之濕式研磨將表面予以精工。關於斑紋，是以肉眼來確認。斑紋總面積佔觀察視野總面積1m 2之比例(以下、及表2中稱為「缺陷率」)為5.0%以下者，不論加熱溫度Tmin、Tmax都定為合格，並評價為滿足高級刀具所要求之美麗表面外觀評價。此以外者定為不合格。關於表2中的缺陷率，是加熱溫度Tmin、Tmax各自缺陷率偏大者。
(耐蝕性之評價試驗) 透過與表面外觀之評價試驗同樣的淬火熱處理、研磨方法來製作試驗片，並將所製作之試驗片供於試驗溫度50℃、7%NaCl溶液的鹽水噴霧試驗。耐蝕性的合格與否，是以能否在試驗片表面確認到紅鏽來作判斷。試驗開始4小時後，以肉眼能確認到紅鏽者，不論加熱溫度Tmin、Tmax之條件都定為合格，並判斷為滿足作為刀具所必要的耐蝕性。此以外者定為不合格。只要判定為合格者，就延長評價試驗至試驗時間達合計24小時為止。在評價試驗後以肉眼沒有確認到紅鏽時，不論加熱溫度Tmin、Tmax之條件都判定為耐蝕性更加優異。
表2列示：淬火硬度穩定性、缺陷率、及耐蝕性的評價結果。關於No.1~26，其等之肥粒鐵相的平均結晶粒徑、碳化物個數密度皆為預定以上，獲得高硬度、優異耐蝕性所適切的淬火溫度範圍較廣，而且也還兼具美麗的表面外觀。尤其是關於實施例2~26，其等碳化物在晶界的佔有率也在預定以上，耐蝕性有顯著提升。
另一方面，關於No.31，其碳化物個數密度低，肥粒鐵相之平均結晶粒徑也粗大，因而淬火硬度穩定性不足，缺陷率亦不良。
關於No.32，其碳化物個數密度低，且淬火硬度穩定性不足。又因為Cr添加過少，故耐蝕性不足。關於No.32，因為C添加過多，故存在過量的粗大碳化物，淬火硬度穩定性不良。又因為Cr添加過少，故耐蝕性不良。
關於No.33，其熱歷程是在熱輥軋後先暫時冷卻至室溫後，再度升溫並進行保持加熱，其平均結晶粒徑粗大，缺陷率比預定還高。
關於No.34，其熱輥軋後之冷卻速度慢，平均結晶粒徑變得粗大，表面外觀之缺陷率比預定還高。
產業上之可利用性 本揭示之肥粒鐵系不鏽鋼，其適切的淬火溫度範圍較廣，並且兼具淬火後之高硬度、優異耐蝕性及美麗的表面。亦即，適合作為麻田散鐵系不鏽鋼之中間材；舉例來說，能以良好效率來生產一種要求硬質、優異耐蝕性及美麗程度的高級刀具製品。
1:晶界 2:佔據晶界的線段長度 3:位在晶界上的碳化物 4:不在晶界上的碳化物
圖1是顯示將碳化物判斷為「位在晶界上的碳化物」的基準、及「佔據晶界的線段長度」的示意圖。
(無)

Claims (6)

  1. 一種肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於：其具有由下列所構成的鋼組成：以質量%計，C：0.45%以上且0.55%以下、Si：0.10%以上且1.00%以下、Mn：0.1%以上且1.0%以下、Cr：12.0%以上且15.0%以下、Ni：0%以上且1.0%以下、Mo：0.50%以上且0.80%以下、V：0.10%以上且0.20%以下、N：0.015%以上且0.100%以下、P：0%以上且0.040%以下、S：0%以上且0.030%以下、剩餘部分：Fe及不純物；且肥粒鐵相之平均結晶粒徑為10μm以下，直徑1.5μm以下之碳化物存在0.8個/μm2以上。
  2. 如請求項1之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，1.5μm以下之碳化物其佔肥粒鐵晶界長度的佔有率為5.0%以上。
  3. 如請求項1或2之肥粒鐵系不鏽鋼，其含有下列中之1種或2種以上來替代前述Fe的一部份：以質量%計，Al：0.30%以下、Nb：0.070%以下、 B：0.0030%以下、Ti：0.070%以下、Sn：0.12%以下、Cu：0.40%以下、W：1.000%以下、Co：0.500%以下、Zr：0.500%以下、Ca：0.0050%以下、Mg：0.0050%以下、Y：0.1000%以下、REM：0.10%以下、及Sb：0.15%以下。
  4. 一種肥粒鐵系不鏽鋼板，其板厚為0.4~6.0mm且具有如請求項1至3中任一項之肥粒鐵系不鏽鋼。
  5. 一種肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於是製造如請求項1至3中任1項之肥粒鐵系不鏽鋼的方法，並具備下列步驟：對於具有如請求項1或請求項3所記載之組成的鋼，以開始溫度1150℃以上、結束溫度850℃以上且900℃以下施予熱輥軋而作成熱軋鋼板；接著，以冷卻速度0.07℃/s以上將前述熱軋鋼板冷卻至700℃以上且800℃以下之溫度；冷卻後，以700℃以上且800℃以下之溫度、20分鐘以上且20小時以下之間，將前述熱軋鋼板保持加熱。
  6. 一種肥粒鐵系不鏽鋼板的製造方法，其特徵在於是製造如請求項4之肥粒鐵系不鏽鋼板的方法，並具備下列步驟： 對於具有如請求項1或請求項3所記載之組成的鋼，以開始溫度1150℃以上、結束溫度850℃以上且900℃以下施予熱輥軋而作成熱軋鋼板；接著，以冷卻速度0.07℃/s以上將前述熱軋鋼板冷卻至700℃以上且800℃以下之溫度；冷卻後，以700℃以上且800℃以下之溫度、20分鐘以上且20小時以下之間，將前述熱軋鋼板保持加熱；將已保持加熱的前述熱軋鋼板進行酸洗；將酸洗後的前述熱軋鋼板進行冷輥軋而作成冷軋鋼板；在700℃以上且800℃以下將前述冷軋鋼板進行熱處理。
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