TW555871B - A high-strength austenitic stainless steel strip excellent in flatness of shape and its manufacturing method - Google Patents

Description

五、發明說明（1) 發明背景 本發明係關於一種平形性優異之高強度亞穩態沃斯田不 銹鋼條及其製造方法，其中該不銹鋼條由沃斯田鐵 (a u s t e n i t e )及麻田散鐵（m a r t e n s i t e )之雙相結構組成且 具有維氏（Vickers)硬度爲400或更高，。 已長久使用加工硬化或析出硬化的麻田散鐵 (Martensitic)不銹鋼做爲維氏硬度400或更高的高強度 材料。 麻田散鐵不銹鋼諸如SUS 410或SUS 420J2爲一種藉由 將高溫沃斯田（Austenitic)相淬火而誘導麻田散鐵轉換而 硬化的材料。因爲該鋼材料可藉由加熱處理諸如淬火·鍛 鍊（quenching-tempering)而調整至維氏硬度爲400或更 高，其製造製程需要此加熱處理。該鋼條在淬火且因麻田 散鐵轉換而改變其形狀後會不適宜地減低其硬度。這些缺 點使得製造條件受到相當大地限制。 在形狀偏差會造成使用上的麻煩之實例中，經常使用加 工硬化的沃斯田不銹鋼諸如SUS 301或SUS 804來代替。 該加工硬化的沃斯田不銹鋼在溶液處理（solut ion-treated)的 狀態中 具有沃斯田相 ，而在其後 的冷軋期間則 產生誘發變形（deformation-induced)的麻田散鐵相而可 有效地改良強度。 雖然鋼條之形狀可利用冷軋來平整化，但硬度對軋的溫 度之依賴性太大，且形狀會沿著鋼條的縱向而不規則地改 555871 五、發明說明（2) 變。結果爲從工業上的觀點來看難以在穩定狀態下藉由冷 軋來平整化該鋼條的形狀。 從沃斯田鐵轉換成誘發變形的麻田散鐵之程度則依軋的 溫度而定，即使是不銹鋼條諸如SUS 301或SUS 304以相 同的減低比率（r e d u c t i ο n r a t i 〇 )冷軋亦是如此。當鋼條 於高溫冷軋時會抑制誘發變形的麻田散鐵之產生而產生硬 度差的冷軋鋼條。相反地，使用較低的軋溫度會加速誘發 變形的麻田散鐵之轉換且增加冷軋鋼條的硬度。但硬度的 增加會使抗變形增加而使得鋼條形狀難以平整化。 發明槪述 本發明旨在供應一種平形性優異且具維氏硬度爲400或 更高之高強度沃斯田不銹鋼條。平整度（Π a t ne s s)的改良 可藉由在誘發變形的麻田散鐵相變（reversion)成沃斯田 鐵期間之體積改變而獲得，以便抑制因麻田散鐵轉換而造 成的形狀損壞，而取代在如此的麻田散鐵相中平整化鋼條 的形狀。 由本發明建議之高強度沃斯田不銹鋼條的組成物在由式 (1 )定義的Md ( N )値於0 - 1 2 5的範圍內除了供應時不可避免 的雜質外，由至高爲0.20質量％的C、至高爲4.0質量％的 Si、至高爲5.0質量％的Μη、4.0-12.0質量％的Ni、12.0-20.0質量％的Cr、至高爲5.0質量％的Mo、至高爲0.15質 量％的N、視需要至少一種或多種至高爲3 · 0質量％的Cu、 至高爲0.5質量％的Ti、至高爲〇·50質量％的Nb、至高爲 555871 五、發明說明（3) 0.2質量％的A1、至高爲0.015質量％的B'至高爲0.2質 量％的REM(稀土金屬）、至高爲0.2質量％的Y、至高爲0.1 質量％的Ca及至高爲0.10質量％的Mg、及差額爲Fe組成 。該鋼條具有沃斯田鐵及麻田散鐵的雙相結構，其包含的 相變沃斯田相之比率多於3體積％。 Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-26Cu-300N-10Mo ·..···(1) 新近建議的沃斯田不銹鋼條可如下製造：將已合適控制 組成物的不銹鋼條經溶液處理、冷軋以產生一誘發變形的 麻田散鐵相，然後於500 - 700°C下再加熱以誘導相變，其 中於由誘發變形的麻田散鐵組成之基質中產生的沃斯田相 比率爲3體積％或更高。於施加785帕或更高負載的狀態 中進行鋼條相變則可進一步改良形狀的平整度。 較佳具體實施例之詳細描述 本發明家已從不同的觀點硏究及檢驗亞穩態沃斯田不銹 鋼條（其會在冷軋期間產生誘發變形的麻田散鐵）之製造條 件對鋼條硬度及平整度的影響。硏究結果爲本發明家已發 現加熱處理以促進從誘發變形的麻田散鐵相變至沃斯田鐵 會造成鋼條的體積改變進而可有效地改良平整度。高強度 及優良的平整度可藉由合適地控制鋼組成物及相變條件而 獲得。在本發明之專利說明書中，名稱”鋼條"當然包括鋼 板，且在加熱處理鋼板期間同樣完成相變成沃斯田鐵。 沃斯田不銹鋼組成物與相變條件將一起從下列說明中變 得明顯。 555871 五、發明說明（4) 至高爲0.20質量％的C C爲一種沃斯田鐵形成劑，其可硬化麻田散鐵相亦會降 低相變溫度。當相變溫度下降時可更容易地控制相變成沃 斯田鐵的適合比率而可合適地改良平整度及硬度。但是， 當C成分增加時會在溶液處理後或在時效處理（aging)期 間之冷卻步驟加速碳化鉻類於晶界析出。此碳化鉻類的析 出會造成晶粒間的抗晶間開裂及疲勞強度的退化 (degradation)。於此觀念下，將C成分的上限定在0.20 質量％以便抑制因加熱處理及冷卻速度條件而析出的碳化 鉻類。 至高爲4.0質量％的Si S i爲一種鐵氧體形成劑，其溶解在麻田散鐵基質中可硬 化麻田散鐵相且改善冷軋鋼條的強度。S i亦對時效硬化有 效用，因爲其會在時效處理期間促進應力時效。但是，加 入過多的Si會造成高溫裂開且亦會在製造製程中產生多 種麻煩，所以將S i成分的上限定在4.0質量％。 至高爲5.0質量％的Μη。 Μη可有效地抑制5 -鐵氧體於高溫區域產生。當Μη成分 增加時相變之起始溫度會下降，所以可容易地控制相變沃 斯田鐵的比率。但是，加入過量大於5 · 0質量％的Μη則會 在冷軋期間不利地加速誘發變形的麻田散鐵之產生而使得 無法使用相變來改良平整度。 4.0-12.0 質量％的 Ni 555871 五、發明說明（5 ) N i與Μη相同會抑制6 -鐵氧體於高溫區域產生，及與c 相同會降低相變時的起始溫度。N i亦可有效地改善鋼條的 析出硬化能力。這些效應在N i成分不少於4 . 〇質量％時可 明顯地顯現出。但是，加入過量大於12.0質量％的Ni時 會在冷軋期間不利地加速誘發變形的麻田散鐵之產生而難 以誘導平整化所需的相變。 12.0-20.0 質量 ％的 cr Cr爲一種可改良抗腐蝕性之合金元素。抗腐蝕性於 成分爲12.0質量％或更高時可有意地改善。但是，加入過 量的Cr會於高溫區域產生太多的（5-鐵氧體而需要增加沃 斯田鐵形成劑諸如C、N、Ni、Μη及Cii。增加沃斯田鐵形 成劑則會於室溫下穩定沃斯田相而難以在冷軋期間產生誘 發變形的麻田散鐵。結果，鋼條在時效處理後具有差的強 度。於此觀念下，將C r成分的上限定在2 0 . 0質量％以避 免增加沃斯田鐵形成劑。 至高爲5 . 0質量％的Mo Mo可有效地改善鋼條的抗腐蝕性且在相變期間會促進碳 化物類分散成細微粒子。在對鋼條平形化有用的相變處理 中，將再加熱溫度定在比傳統的時效處理溫度還高的程度 。雖然提昇再加熱溫度會加速張力釋放，可藉由加入Mo 來抑制張力的突然釋放。Mo會產生析出效用以在時效處理 期間改良強度及可抑制於比傳統的時效處理溫度高的相變 溫度時之強度減少。這些效應於Mo成分爲1 · 5質量％或更 555871 五、發明說明（6) 高時可明顯地顯現出。但是，加入過量大於5 · 0質量％的 Mo時會加速δ -鐵氧體於高溫區域產生。 至高爲0.15質量％的N N爲一種沃斯田鐵形成劑，其與C相同可降低相變時的 起始溫度。相變的沃斯田鐵可藉由加入適合比率的N而容 易地控制至合適的平形化比率且可使強度變強。但是，因 爲加入過多的N會在鑄件期間產生氣孔，故將N成分的上 限定在0 . 1 5質量％。 至局爲3.0質量％的Cu Cu爲一種選擇性的合金元素其可做爲沃斯田鐵形成劑， 其可降低相變時的起始溫度且可在相變期間促進時效硬化 。但是，加入過量大於3.0質量％的Cu則會造成差的熱加 工性且會發生裂開。 至高爲0.50質量％的Ti Ti爲一種選擇性的合金元素，其可促進時效硬化及在相 變期間改善強度。但是，加入過量大於0.50質量％的Ti 則會在板子表面上發生刮傷且於製造製程中產生麻煩。 至局爲0.50質量％的Mb Nb爲一種選擇性的合金元素，其可改善在相變期間的強 度但是會降低鋼條的熱加工性。於此觀念下，Nb成分應該 限制爲0 . 5 0質量％或較少。 至高爲0.2質量％的A1 A 1爲一種選擇性的合金元素，其於鋼鐵製造步驟中提供 555871 五、發明說明（7) 做爲去氧化劑及可明顯地減低對壓製加工性有害的型式-A 內含物。A 1的效應於0.2質量％時飽和，加入過量的A 1則 會造成其它缺點諸如發生表面瑕疵。 至高爲0 . 015質量％的B B爲一種選擇性的合金元素，其可有效地抑制發生邊緣 裂開，而該裂開則源自於在熱軋溫度時於熱軋鋼條中的5 -鐵氧體與沃斯田鐵間之抗變形差異。但是，加入過量大 於0.015質量％的B則會產生低熔點的硼化物而相當程度 地損壞熱加工性。 至高爲0.2質量％的REM(稀土金屬） 至高爲0.2質量％的Y 至高爲0.1質量％的Ca 至高爲0.1質量％的Mg 每個REM、Y、Ca及Mg皆爲選擇性的合金元素，其可改 善熱加工性及抗氧化性。此效應於0 · 2質量％的REM、0.2 質量％的Y、0.1質量％的Ca及0·1質量％的Mg時飽和，加 入過量的這些元素會惡化鋼材料的潔淨度。 近來建議的鋼條可進一步包括其它非上述提及的元素P 、S及0。P爲對溶液硬化有效的元素但是其對硬度有害， 所以P成分的上限較佳地定在傳統上可允許的程度0.04 質量％。S成分應該儘可能地控制至最低的程度，因爲S爲 有害的元素其會在熱軋期間造成耳狀物裂開（e a r c r ack ) 。S的有害影響可藉由加入B來抑制，所以可允許的s成

五、發明說明（8) 分較佳地定在0.02質量％或較少。0會產生非金屬氧化物 內含物而惡化鋼的潔淨度且會有害地影響壓製加工性及彎 曲能力，所以0成分較佳地控制在0.0 2質量％或較少的比 率。 由式定義之Md(N)値：0- 125 Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-26CU-300N-ΙΟΜο 根據本發明，不銹鋼條的形狀可藉由於再加熱期間將從 冷軋產生之誘發變形的麻田散鐵再誘導相變成沃斯田鐵時 之體積改變而平整化。對此相變，可將用來表示沃斯田鐵 對抗加工的穩定性之Md(N)値控制在0-125的範圍，以便 在溶液處理後利用冷軋產生誘發變形的麻田散鐵。Md ( N ) 値應該不的少於0 ;否則需要在極低的溫度下冷軋才可產 生對改良強度有效的麻田散鐵相，但其對工業上的製造製 程並不合適。相反地，若Md(N)値超過125則在相變期間 產生的沃斯田相會於冷卻至室溫期間再轉換成麻田散鐵而 導致形狀退化。 相變溫度·· 500 - 700°C 當經溶液處理的鋼條經冷軋，可利用冷軋產生誘發變形 的麻田散鐵。然後將冷軋的鋼條再加熱至可將誘發變形的 麻田散鐵反轉回沃斯田鐵的溫度。從工業上的觀點來看， 若再加熱溫度低於500t則相變會進行的太慢。但是，若 再加熱溫度高於700°C則會極快地加速相變但亦軟化麻田 散鐵相，所以難以穩定地授予鋼條具有維氏硬度400或更 -10- 555871 五、發明說明（9) 高。太高的再加熱溫度亦會因碳化物析出而產生的敏化作 用造成抗腐蝕性的退化。 相變的沃斯田鐵之比率：3體積％或更高 在從麻田散鐵相變成沃斯田鐵期間的體積改變爲收縮 1 0%或如此，而鋼條可藉由此收縮變形而平整化。雖然鋼 條形狀會因在冷軋期間由於從沃斯田鐵相變至麻田散鐵時 造成的體積膨脹而塌陷，此塌陷形狀可藉由在從誘發變形 的麻田散鐵相變成沃斯田鐵期間的收縮變形而消除，而此 可藉由再加熱該冷軋的鋼條而達成。在不同條件下進行實 驗的結果爲，本發明家已發現會影響鋼條平整度之相變的 沃斯田鐵比率爲至少3體積％。 在相變期間施加至鋼條的負載：785帕或更高 在相變期間鋼條可藉由施加張力至鋼條圈或藉由鋼條其 自身之重力而保持在具好的形狀之狀態下。鋼條之平整度 可藉由在條件下進行相變而進一步改良，該條件爲以壓製 板或其類似物對鋼條施加一負載，因此可有節制地進行相 變。於此實例中，對每個單位面積來說負載較佳地爲785 帕或更高，端視相變時的高溫強度。 實例 將每個2 5 0公斤具有顯示在表1的組成物之不銹鋼於真 空爐中熔化、澆鑄成鑄塊、鍛造、熱軋至厚度4.0毫米、 於1 050°C下退火1分鐘、然後酸洗。在鋼條冷軋後，再加 熱600秒以誘導相變。冷軋及再加熱的條件則顯示在表2 -11- 555871 五、發明說明（1〇) 。於表1中，編號1 - 8的不銹鋼具有滿足由本發明定義之 條件的組成物，然而編號9 -1 4的不銹鋼之組成物則與本 發明不符合。於表2中，編號1 -1 0的不銹鋼爲在根據本 發明之條件下加工的那些不銹鋼，然而編號11 -1 9的不銹 鋼則爲在與本發明不合的條件下加工的那些不銹鋼。 -12- 555871 五、發明說明（11)表1 :於實例中使用的不銹鋼之化學組成物 鋼 編 號 合金元素(質量％) 其他 Md 備註 C Si Μη P S Ni Cr Mo N 0 (N) 1 0.125 1.43 2.80 0.025 0.015 5.89 18.02 0.98 0.089 0.0042 7.0 2 0.078 2.54 0.31 0.023 0.002 8.23 13.42 2.29 0.064 0.0058 83.3 3 0.080 2.72 4.18 0.025 0.005 5.22 16.20 1.53 0.134 0.0068 B:0.008 31.3 4 0.058 1.35 1.26 0.026 0.006 6.80 12.48 2.30 0.078 0.0074 Nb:0.28 124.5 5 0.077 1.54 0.89 0.027 0.001 6.23 15.65 1.98 0.084 0.0084 Al:0.14 84.0 6 0.080 3.75 0.30 0.033 0.008 8.42 13.65 2.28 0.076 0.0079 Ti:0.37， B:0.011 68.4 發明的實例 7 0.082 2.73 0.37 0.028 0.018 5.91 12.59 1.52 0.115 0.0064 Cu:1.67， Nb:0.31 95.5 8 0.018 0.37 2.21 0.032 0.009 6.23 17.58 0.24 0.080 0.0077 Ca:0.009 ，Y:0.05 83.6 9 0,214 0.52 0.34 0.025 0.007 9.24 16.23 1.87 0.009 0.0056 -31,4 10 0.084 0.45 0.42 0.024 0.009 4.56 16.25 0.86 0.008 0.0059 Nb:0.23 152.8 11 0.185 0.87 L2& 0.029 0.007 6.76 14.05 1.89 0.011 0.0060 Ti:0.34 » Ca:0.005 AR 比較例 12 0.102 1.78 3.45 0.035 0.018 2M 19.00 1.52 0.065 0.0045 Ca:0.017 82.8 1 3 0.128 0.24 1.98 0.019 0.022 7.00 12.89 4.23 0.123 0.0095 Cu:1.87 -13,8 14 0.098 0.59 0.98 0.022 0.014 6.95 16.78 1.87 0.163 0.0088 16.3 下面有劃線的項目意味其出了本發明之範圍。 555871 五、發明說明（12 ) 表2 :冷軋及相變效應 實例 編號 鋼編號 減低比率 (%) 相變溫度 (°C) 硬度HV1 相變的沃斯 田鐵之比率 (體積％) 耳狀物的 最大[^度 (毫米） 備註 1 1 85 525 483 4 1.8 發明的實例 2 2 50 650 .520 10 1.6 3 2 60 625 488 8 1.4 4 3 64 574 462 6 1.2 5 4 35 650 523 13 1.5 6 5 60 650 563 14 1.1 7 5 70 647 487 14 1.2 8 6 70 689 423 , 18 1.2 9 7 50 543 503 6 1.8 10 8 45 674 423 22 0.9 11 1 85 732 375 25 1.1 比較例 12 2 50 480 391 2 5.9 13 3 60 785 308 34 0.9 14 9 90 650 386 2 6.7 15 10 30 634 389 8 8.3 16 11 85 589 305 4 0.8 17 12 60 625 378 7 5.6 18 13 85 653 356 2 6.5 19 14 80 589 443 11 0.2 下面有劃線的項目意味其出了本發明之範圍。 -14- 555871 五、發明說明（彳3) 從表2可注意到的是編號1-10之發明實例爲具有優良 的平整度且其平均維氏硬度爲400或更高的不銹鋼條。這 些鋼條在相變後之耳狀物最大高度控制在小於2毫米。

編號11-13的比較例爲具有組成物於本發明定義的範圍 內之不銹鋼。但是，於實例編號1 2的鋼中所產生之相變 的沃斯田鐵並不足夠，因爲其再加熱溫度低於50(TC。實 例編號1 1及1 3的鋼.之維氏硬度低於400，因爲其再加熱 溫度高於700°C。 編號14-18的比較例之不銹鋼條具有差的平整度但其維 氏硬度爲400或更高，其組成物則出了本發明所定義的範 圍。特別地，實例編號15的鋼則嚴重地變形，由於其 Md(N)値大於125故在冷卻期間相變的沃斯田鐵會再轉換 回麻田散鐵。鋼實例編號1 9則有些瑕疵，其來自於在鋼 製造及鑄件步驟期間的氣孔分散在其表面，原因爲含過多 的N成分。

每個鋼條藉由切掉二邊10毫米寬的邊緣而裁成200毫 米寬及300毫米長的薄板，及施加顯示在表3的壓力至壓 製板上以進一步改善鋼板的平整度。將該鋼板再加熱600 秒以在加壓條件下誘導相變。施加至鋼板的負載效應經硏 究與再加熱鋼板的平整度有關。結果顯示在表3，而與相 變的沃斯田鐵比率及平均的維氏硬度（1 0公斤的負載）一起 從表3可注意到實例編號1 - 6之任何一片鋼板其平均維 -15- 555871 五、發明說明（14) 氏硬度爲4 0 0或更高，且由於在相變期間施加負載耳狀物 的高度抑制在低於1 . 0毫米。施加負載與耳狀物最大高度 的關係可顯示出鋼板形狀可藉由施加7 8 5帕的負載或更高 而有效地平整化。 表3 :在相變期間施加負載在鋼板平整度上的效應 實例 編號 鋼編號 減低比率 (%) 相變溫度 (°C) 施加的壓力 (帕） 硬度HV1 相變的沃斯 田鐵之比率 (體積％) 耳狀物最 大高度 (毫米） 1 1 85 550 2944 577 4 0.8 2 2 50 604 3925 520 11 0.3 3 2 60 625 785 477 15 0.8 4 3 60 650 1569 462 6 0.4 5 3 60 700 8635 415 32 0.6 6 4 64 610 4416 534 8 0.2 根據如上述所提及的本發明，平形性優異且具維氏硬度 爲400或更高之沃斯田不銹鋼條可藉由合適地控制其組成 物及相變條件而製造，以便將相變的沃斯田鐵以預定的比 率分散在誘發變形的麻田散鐵基質中。所建議的鋼條亦具 有好的抗腐蝕性。由於此優良的性質，沃斯田不銹鋼可使 用在寬廣的工業領域中而用做不同的彈力材料或高強度材 料，例如加壓板、不銹鋼框架、板簧、擋板閥、金屬襯墊 、封包載體、承板、不銹鋼鏡子、阻尼彈簧、制動盤、制 動器主控鑰匙、傳動鋼帶及金屬掩模。 -16-

Claims (1)

1. 555871

   六、申請專利範圍 第90 1 252 1 0號「平形性優異之高強度沃斯田不銹鋼條及 其製法」專利案

   六申請專利範圍·· 一1 1 . 一種高強度之沃斯田不銹鋼條，其具有優異平整形狀且 維氏硬度爲400或更高，除了在由式（1 )定義之Md(N)値 之不可避免的雜質爲0-125範圍的條件以外，其係具有 至高爲0.20質量％的C、至高爲4.0質量％的Si、至高 爲 5.0 質量％的 Μη、4.0-12.0 質量 ％的 Ni、12.0-20.0 質量％的Cr、至高爲5.0質量％的Mo、至高爲0· 15質量 %的N，其餘爲Fe所構成之組成物；且該不銹鋼條係由 沃斯田鐵及麻田散鐵的雙相結構組成，其中包含的相變 沃斯田相之比率多於3體積％。 Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-26Cu-300N-10Mo ....(1) 2 ·如申請專利範圍第1項之沃斯田不銹鋼條，其進一步包 括至少一種或多種至高爲3.0質量％的Cu、至高爲0.5 質量％的Ti、至高爲0.50質量％的Nb、至高爲0.2質量 %的A1、至高爲0.015質量％的B、至高爲0.2質量％的 REM (稀土金屬）、至高爲0.2質量％的Y、至高爲0.1質 量％的Ca及至高爲0.10質量％的Mg。 3.—種製造具有優異平整形狀且維氏硬度400或更高之高 強度沃斯田不銹鋼條之方法，其步驟包括·· 提供一種沃斯田不銹鋼條，其具有的組成物於由式（1 ) 555871 六、申請專利範圍 定義的Md(N)値於0-125範圍之條件下除了不可避免的 雜質外，可由至高爲0.20質量％的C、至高爲4.0質量％ 的Si、至高爲5·0質量％的Μη、4.0-12.0質量％的Ni、 12 · 0-20 . 0質量％的Cr、至高爲5 . 0質量％的Mo、至高爲 0 · 1 5質量％的N、視需要至少一種或多種至高爲3 . 0質 量％的Cu、至高爲0.5質量％的Ti、至高爲0.50質量％ 的Nb、至高爲0.2質量％的A1、至高爲0.015質量％的B 、至高爲0.2質量％的REM (稀土金屬）、至高爲0.2質量 %的Y、至高爲0.1質量％的Ca及至高爲〇.1〇質量％的 Mg及差額爲Fe組成； 固溶化處理該沃斯田不銹鋼條； 冷軋該沃斯田不銹鋼條以產生誘發變形的麻田散鐵相 ;及 於500 - 700°C下再加熱該經冷軋的沃斯田不銹鋼條以 誘導相變，藉此於由該誘發變形的麻田散鐵相組成的基 質中所產生的沃斯田相比率爲3體積％或更高。 Md(N)=580-520C-2Si-16Mn-16Cr-23Ni-26Cu-300N-10Mo ...(1) 4 .如申請專利範圍第3項之製造具維氏硬度爲400或更高 的高強度沃斯田不銹鋼條之方法，其中該沃斯田不銹鋼 條於施加785帕或更高負載的狀態下再加熱。 -2 -