專利名稱：多相組織不銹鋼板及鋼帶及它們的制造方法
技術領域：
本發明涉及耐蝕性以及耐磨性良好、即使長期使用表面的鏡面光澤和映像性的降低也很少的不銹鋼。作為具體的使用例，可提供作為太陽光或家庭用照明設備的反射板、鏡子、機械、電氣、電子設備等各種部件的材料。
背景技術：
作為耐蝕性以及耐磨性良好的金屬材料，已知有馬氏體系不銹鋼、加工硬化型的奧氏體系不銹鋼、析出硬化型等的不銹鋼、鐵素體和馬氏體的多相組織不銹鋼。 馬氏體系不銹鋼通過淬火，形成馬氏體組織，從而實現高強度化而被使用。很多時候，在淬火后實施回火。硬度利用C、N的含量、淬火的條件(固溶化處理溫度、時間、冷卻速度)、回火的條件(溫度、時間)來調節。馬氏體相變時，晶粒單元中發生體積膨脹，因此，鋼板的表面粗糙度變大。馬氏體系不銹鋼由于是高強度、低韌性，因此，不易產生由調質軋制引起的表面粗糙度的降低。另外，在使馬氏體系不銹鋼成為高強度的工序中，由奧氏體單相區域實施淬火，得到馬氏體單相組織。提高耐蝕性的Cr、Mo等元素會縮小奧氏體單相化溫度區域，因此添加量受限制。作為一個例子，在SUS420J1鋼中，規定Cr量為12 14%。因此，SUS420J1鋼一般只具有作為不銹鋼的最低限度的耐蝕性。作為更高Cr的馬氏體系不銹鋼，有SUS429J1和SUS431，含有15. 00 17. 00%的Cr。它們若形成馬氏體單相組織，則延展性低，若形成鐵素體、或奧氏體相與馬氏體的多相組織，則會損害耐蝕性。作為加工硬化型的奧氏體系不銹鋼的代表性鋼種，可以列舉出SUS301。SUS301在固溶處理時為奧氏體組織，通過之后的調質軋制，慢慢地相變為加工誘導馬氏體，隨著軋制率的增加，二相的加工硬化進一步進行，進行高強度化。SUS301的組成為17% Cr-7% Ni，需要7%的高價的Ni，因此，原料成本變高。另外，向加工誘導馬氏體相變的相變量受冷軋時的材料溫度影響，因此，在不銹鋼的冷軋中，在一般的可逆式軋制中，在軋制速度的變化所產生的線圈頂部、底部附近，加工誘導馬氏體量發生變化，硬度變化增大。另外，SUS301由于加工硬化大，因此，將熱軋板冷軋而精加工成所希望的板厚時的軋制反作用力高，根據冷軋率而需要中間退火等，生產率差。作為析出硬化型的不銹鋼，SUS630(17Cr-4Ni-4Cu)、631 (17Cr-7Ni_l. 2A1)等馬氏體型析出硬化鋼為主流。馬氏體型析出硬化鋼在固溶化熱處理后冷卻到室溫的過程中，使組織成為馬氏體組織，接著通過實施時效處理，發生富含Cu的析出相和金屬間加工物NiAl化合物的微細分散析出而硬化。
馬氏體型析出硬化鋼也需要大量的高價的Ni、Cu等合金元素，為原料成本高的高價材料。而且，在馬氏體型析出硬化鋼的制造中，若除最終時效工序以外產生析出硬化相，則隨著材料的韌性降低或冷軋反作用力的增加，變得不能進行冷軋。因此，例如，在熱軋工序中，熱軋后需要進行低溫卷取，由卷取形狀不良引起的瑕疵的產生也成為問題。為了解決這些問題而開發出的是專利文獻I 4中公開的具有鐵素體和馬氏體的多相組織的多相組織不銹鋼。多相組織不銹鋼通過如下所述而得到在對鐵素體以及 碳氮化物組織的熱軋鋼板進行冷軋后，對鐵素體以及奧氏體的二相區域實施加熱并冷卻的多相化退火，從而使奧氏體相發生馬氏體相變，在室溫下形成鐵素體以及馬氏體的多相組織，進而進行調質軋制或時效處理。多相組織不銹鋼以與SUS431、SUS429J1類似的組成為基礎而開發，根據需要的硬度，適當調節成分，以調節馬氏體量。據報道，多相組織不銹鋼具有高強度且延展性大、強度的面內變動小、形狀平坦度良好的特征。另外，已知作為代表性的鐵素體系不銹鋼的SUS430鋼也通過對二相區域進行加熱并冷卻，由此容易形成鐵素體以及馬氏體的多相組織。但是，多相組織不銹鋼由于與鐵素體相相比，馬氏體相的Cr量低，因此，存在以下問題在相間產生耐蝕性差異，不能充分得到以平均組成所得到的耐蝕性，或由腐蝕產生的經年劣化在相間不同，從而產生光澤或色調的不均，有損美觀。現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開昭63-007338專利文獻2 日本特開昭63-169330專利文獻3 日本特開平07-138704專利文獻4 :日本特開2002-10560
發明內容
發明所要解決的課題高強度不銹鋼的使用用途有很多，作為西餐餐具刀，選用SUS420J1鋼，作為鐵路車輛，選用SUS301，作為彈簧，選用SUS630、多相組織不銹鋼等，從根據環境所需要的耐蝕性和機械的性質出發來進行材料選定。近年來，不斷需要具有高至已知的不銹鋼以上的耐蝕性、具有耐磨性和高的平坦度、并且廉價的高強度不銹鋼。通常，作為提高耐蝕性的元素，已知有Cr、Mo、N，通過增加這些元素的含量，耐蝕性得以提高，但是，相平衡發生變化，因此，不能達到作為目標的高強度。本發明為了解決這樣的問題而完成，尤其是以提供下述不銹鋼為課題，所述不銹鋼使馬氏體相的耐蝕性提高，基于17Cr而達到相當于18 19Cr鋼的耐蝕性，耐受室外的苛刻的腐蝕、磨損環境，作為鏡面，在很長期間不會使性能降低，廉價且強度高。
用于解決課題的手段本發明人們在以15 17Cr鋼為基礎的具有鐵素體以及馬氏體的多相組織的不銹鋼中，研究了各種提高耐蝕性的方法。其結果發現通過添加微量Sn能夠提高耐蝕性，而不會降低強度。推測Sn對于多相組織不銹鋼的耐蝕性提高起作用的理由是，與Cr、Mo同樣地通過鈍化皮膜的形成、強化而帶來的結果。通常，作為提高不銹鋼在中性氯化物環境中的耐點蝕性 的元素，已知有Cr、Mo、N，作為耐點蝕指標，提出了 PRE = Cr + 3. 3Mo + 16 30N。Sn被用作提高高溫強度的元素，但是，以提高耐蝕性為目的的利用的報道例很少。但是，在具有馬氏體組織的不銹鋼中，微量的Sn大幅改善在中性氯化物環境中的耐點蝕性，在馬氏體鋼、具有鐵素體及馬氏體的多相組織的多相組織不銹鋼中均發揮其效果。具有鐵素體及馬氏體的多相組織的多相組織不銹鋼由于多相化熱處理時的鐵素體相與奧氏體相的Cr量不同，因此，低Cr的奧氏體相相變而成的馬氏體相的耐蝕性比鐵素體相低，耐蝕性普遍低于與母材的平均組成Cr量相當的耐蝕性。本發明人們研究了提高馬氏體系不銹鋼的耐蝕性的方法，其結果發現，由Sn帶來的耐蝕性的改善效果較大，尤其是在高位錯密度下、即具有高硬度時，具體地，在具有維氏硬度為200HV以上的硬度時，表現出其效果。在多相化熱處理時，Sn與Cr和Mo同樣地在鐵素體相中濃化。但是，馬氏體相與鐵素體相相比，由Sn帶來的耐蝕性提高的效果大。其結果是，馬氏體相與鐵素體相相比，Cr量少，但是，通過Sn補充Cr的差來提高耐蝕性，能夠得到相當于多相組織的平均組成的Cr量以上的耐蝕性。本發明基于上述見解而完成，其主旨如下所述。(I) 一種多相組織不銹鋼板及鋼帶，其特征在于，以質量％ 計，含有 C :0. 02 0. 20 %、Si :0. 10 I. 0 %、Mn :0. 20 2. 0 %、P :
0.040% 以下、S :0. 010% 以下、Cr :15. 0 18. 0%, Ni :0. 5 2. 5%, Sn :0. 05 0. 30、以
及N :0. 010 0. 10%，用下述(a)式定義的Yp為60 95的范圍，剩余部分包含Fe以及不可避免的雜質，yp = 420 C + 470N + 23Ni + 7Mn + 9Cu_ll. 5Cr-ll. 5Si-12Mo-7Sn-49Ti_47Nb-52A1 + 189(a)所述多相組織不銹鋼板及鋼帶具有鐵素體以及馬氏體的多相組織，維氏硬度為200HV以上。(2)根據上述(I)的多相組織不銹鋼板及鋼帶，其特征在于，以質量％計還含有B 0. 0003 0. 0050%, Cu :0. 30 2. 0%, Mo :0. 30 2. 0%、以及 Al :0. 01 0. 1%中的一種或兩種以上。(3)—種多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，通過對具有上述(I)或(2)的組成的冷軋不銹鋼板或冷軋不銹鋼帶實施加熱到作為鐵素體以及奧氏體的二相區域的850 1100°C并冷卻的多相化退火，使奧氏體相發生馬氏體相變，在室溫下得到鐵素體以及馬氏體的多相組織。
(4)根據上述(3)的多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，所述多相化退火中的冷卻以20°C /s以上的冷卻速度冷卻至550°C以下的溫度。(5)根據上述(3)或(4)的多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，在所述多相化退火后，進一步實施調質軋制和/或時效處理。發明效果根據本發明，尤其是能夠廉價地提供使馬氏體相的耐蝕性提高、基于17Cr達到相當于18 19Cr鋼的耐蝕性而不會改變相平衡、耐受室外的苛刻的腐蝕、磨損環境、鏡面光澤長期不會降低的、高強度的多相組織不銹鋼。
圖I是表示在鐵素體組織的不銹鋼和多相組織的不銹鋼中添加Sn對耐蝕性產生的效果的圖。
具體實施例方式以下對本發明的多相組織不銹鋼板及鋼帶的成分組成進行說明。以下，“ ”的意思是“質量％”。C :0. 02 0.20%C是奧氏體穩定化元素，通過固溶強化，對馬氏體的強化特別有效。固溶化時未固溶的碳化物也具有強化馬氏體并提高耐磨性的效果。這些效果在C含量為0. 02 %以上時顯著。但是，伴隨著C含量的增加，在多相化退火后的冷卻過程中，Cr碳化物析出，形成Cr欠缺相，從而易發生耐蝕性降低的現象、所謂的敏化現象，因此，使C含量為0. 20%以下。優選的C含量為0. 10 0. 15%。Si :0. 10 1.0%Si是鐵素體穩定化元素，固溶強化能力也大，使鐵素體、馬氏體相硬化。另外，在煉鋼工序中，還作為脫氧元素起作用。該作用在Si含量為0.10%以上時顯著表現出來。但是，Si含量超過I. 0%時，對于多相組織不銹鋼，不能保證合適的相平衡。優選的Si含量為0. 20 0. 70%。Mn :0. 20 2.0%Mn為奧氏體穩定化元素，是為了在多相化退火時進一步得到奧氏體及鐵素體的合適的相平衡而必需的合金元素，因此，含有0. 20%以上的Mn。Mn的奧氏體穩定化能力約為Ni的一半，但是，與Ni相比為廉價的元素。相反，降低Ms點的效果比Ni大，生成殘留Y，硬度降低。另外，Mn為阻礙耐氧化性的元素，有時通過退火時的氧化，降低表面品質。因此，作為損害品質的影響小的范圍，使Mn的含量為2.0%以下。優選的Mn含量為0.50 1.0%。P :0. 040% 以下P為固溶強化能力大的元素，但是為鐵素體穩定化元素，并且，為對耐蝕性和韌性有害的元素。在作為不銹鋼的原料的鐵鉻合金中以雜質的形式含有，但是，沒有從不銹鋼的鋼水中脫P的技術，因此，P的量由使用的鐵鉻合金原料的純度和量決定。但是，低P的鐵鉻合金為高價，因此，作為不會使材質和耐蝕性大幅劣化的范圍，使P含量為0. 040%以下。優選的P含量為0. 030%以下。S :0. 010% 以下S形成硫化物系夾雜物，使鋼材的通常的耐蝕性(耐全面腐蝕或耐點蝕)劣化，因此，其含量必須為0.010%以下。S含量越少，耐蝕性越好，但是，低S化會增大脫硫負擔，因此,下限優選為0. 003%。優選的S含量為0. 003 0. 008%。Cr :15. 0 18. 0% 以下Cr為對母材的通常的耐蝕性(耐全面腐蝕或耐點蝕) 的改善有效的元素，但是，含量不足15%時,難以得到充分的耐蝕性。Cr為鐵素體相(a相)穩定化元素,含量超過18%時，奧氏體相(Y相)的穩定性降低，由多相組織化帶來的高強度化變得困難。優選的Cr含量為 15. 5 17. 5%。Ni :0. 5 2. 5%Ni為奧氏體相的穩定化元素，對多相化退火時的奧氏體相分率的影響較大。為了得到合適的相分率，需要添加與Cr量相應的量的Ni，因此，使其含量為0. 5%以上。Ni為高價的元素，過量的添加會增加合金成本，因此，使其含量為2. 5%以下。優選的Ni含量為
I.0 2. 0%。Sn :0. 05 0. 30%Sn為鐵素體相穩定化元素，為對馬氏體相的耐蝕性提高有效的元素。Sn在多相化退火時，與Cr同樣地在鐵素體相中濃化，但是，在鐵素體與馬氏體的多相組織中，按照補充Cr量的差的方式提高馬氏體相的耐蝕性，因此，能夠得到相當于多相組織的平均組成的Cr量以上的耐蝕性。為了提高馬氏體相的耐蝕性，使Sn含量為0.05%以上。即使添加超過0.30%的Sn，由Sn帶來的馬氏體相的耐蝕性改善效果飽和，徒勞地增加合金成本，因此，使其含量為0.30%以下。優選的Sn含量為0. I 0. 25%。N :0. 010 0. 10%N與C同樣地為奧氏體穩定化元素，為對馬氏體的強化也有效的元素，因此，使其含量為0. 010%以上。固溶N具有強化鈍化皮膜、或者通過抑制敏化而使耐蝕性提高的作用。過量添加N時，成為氣泡系缺陷的原因，因此，使其含量為0.10%以下。優選的N含量為 0. 02 0. 06%。除上述成分以外,根據需要,還可以添加B、Cu、Mo、Al。B :0. 0003 0. 0050%B在熱軋溫度區域中具有防止由鐵素體相與奧氏體相的變形抵抗差引起的邊裂產生的效果，因此，添加時的含量設為0. 0003%以上。B含量超過0. 0050%時，會產生由硼化物的析出帶來的耐蝕性的降低、熱加工性的降低，因此，使其含量為0.0050%以下。優選的B 含量為 0. 0005 0. 0030% oCu :0. 3 2.0%Cu為奧氏體穩定化元素，是為了得到多相化退火時的奧氏體以及鐵素體的相平衡而有效的合金元素，因此，根據需要進行添加。添加時的含量為0.3%以上。Cu的奧氏體穩定化能力約為Ni的一半，但是，與Ni相比，為廉價的元素。
過量添加Cu時，會產生由析出物引起的耐蝕性降低、由耐氧化性的降低引起的表面的光澤不均，因此，使其含量為2.0%以下。優選的Cu含量為0.5 1.5%。Mo :0. 3 2.0%Mo為具有比Cr更能提高耐蝕性的效果的元素，根據需要進行添加。使其添加時的含量為0. 3%以上。Mo與Cr同樣，在多相化退火時，在鐵素體中濃化，擴大鐵素體與馬氏體的耐蝕性差。另外，為高價元素，成為制造成本變高的原因，因此，使其含量為2.0%以下。優選的Mo含量為0.5 1.2%。Al :0. 01 0.1%Al為作為脫氧劑有效的添加成分。為了得到脫氧效果，使其含 量為0.01%以上。含有大量Al時，形成簇狀的高熔點氧化物，成為板坯的表面瑕疵的原因。而且，焊接性也變差，因此，使其含量為0. 1%以下。優選的Al含量為0.02 0.05%。除此之外，作為不銹鋼中不可避免地混入的雜質，有Nb、Ti、V、Ca、Mg、REM、Co、Y、Zr等。這些元素從精煉過程中的熔渣、或合金原料中混入，并非積極添加的元素。不可避免地混入的量為0. 01%以下的程度。V的不可避免地混入的量比其它元素多，為0. 05%以下的程度。Y p 60 95下述(a)式所示的YP是表示在1000 1150°C的鐵素體相與奧氏體相的二相區域中的奧氏體相的最大量的指標，大致與以％表示奧氏體相的體積分率的值一致。yp = 420 C + 470N + 23Ni + 7Mn + 9Cu_ll. 5Cr-ll. 5Si-12Mo-7Sn-49Ti_47Nb-52A1 + 189(a)為了得到多相化退火后或者進一步實施調質軋制或時效處理后的硬度以維氏硬度計超過200所需要的馬氏體量，需要Y p式為60以上且95以下。YP不足60時,鐵素體與馬氏體的多相組織不能成為充分的硬度。而且，Yp為20 60時，有時熱軋時的熱加工性會降低，產生裂邊。Yp超過95%時，加工性降低。本發明的特征為在多相組織不銹鋼中添加Sn。關于該效果，以下基于實驗結果進行解說。首先，作為鐵素體單相組織的代表性的不銹鋼，為SUS430LX鋼；作為多相組織的代表例，將以0. 10 C -0. 5Si-0. 35Mn-17. lCr-lNi-0. 03N鋼為基本組成的鋼水在真空熔爐中熔煉，使Sn量在0 0. 30%的范圍內變化，進行鑄造。接著，將鋼錠表面研磨平滑后，實施熱軋，形成板厚為3. Omm的熱軋鋼帶。之后，利用常規方法，實施退火、酸洗、冷軋，基于SUS430LX的鋼在880°C下實施退火，基于0. 10 C -0. 5Si-0. 35Mn-17. lCr-lNi-0. 03N的鋼實施在1000°C下加熱后冷卻的多相化退火。將這些材料作為供試材，進行JIS G 0577中規定的點蝕電位測定。圖I中表示Sn的添加量與將未添加Sn的供試材的點蝕電位作為I時的點蝕電位(點蝕電位比)的關系。鐵素體單相鋼以及多相組織不銹鋼中的Sn的效果彼此差異很大。可以看出，在鐵素體單相鋼中，隨著Sn的添加量增加，點蝕電位以一定的比例增加，相對于此，在多相組織不銹鋼中，從添加0. 05%的Sn開始，點蝕電位急劇上升。
在多相組織鋼中，馬氏體相的耐蝕性與鐵素體相相比處于劣勢，因此，在Sn的添加量小的區域中，耐蝕性受馬氏體相的耐蝕性的支配。由于馬氏體相與鐵素體相相比，由Sn帶來的耐蝕性的提高較大，因此，認為若Sn的添加量大，則通過其效果，點蝕電位急劇提聞。在多相組織不銹鋼中，硬度主要受馬氏體量、固溶碳氮量、回火條件等支配，與位錯密度對應。由添加Sn帶來的馬氏體相的耐蝕性提高在高位錯密度下顯現，因此，作為耐蝕性的間接指標，在本發明的不銹鋼中，規定維氏硬度為200HV以上。
在高位錯密度下由Sn帶來的耐蝕性提高顯著顯現的原因不明確，但是，可以認為是由鈍化皮膜的強化被促進而引起的。對于維氏硬度為200HV以上，在本發明中規定的組成以及Yp的范圍內，優選如后所述使馬氏體相變時的冷卻速度為20°C /s。接著，對本發明的多相組織不銹鋼板及鋼帶的適當的制造方法進行說明。首先，利用常規方法，對調節為上述的成分組成的不銹鋼經過熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋的工序，形成冷軋不銹鋼板(以下稱作“冷軋鋼板”)或冷軋不銹鋼帶(以下稱作“冷軋鋼帶”)。為了確保熱加工性，防止熱軋板端面的裂邊，熱軋中的加熱溫度優選為1140 1240。。。另外，為了使熱軋板軟質化，卷取溫度優選為600 800°C。熱軋板退火為了在冷軋前使熱軋板軟質化而進行，優選利用箱形退火爐，在750 880°C下保持I小時以上且20小時以下的條件下進行。在酸洗后進行的冷軋中，從生產率和組織的均質化的觀點考慮，優選冷軋率為60 80%。之后，冷軋鋼板或冷軋鋼帶在連續退火爐中通過，被加熱至鐵素體以及奧氏體的二相區域。此時的加熱溫度為Acl以上，由于必須為鐵素體再結晶的溫度，因此設為850°C以上。加熱溫度對奧氏體量有影響，在Acl至850°C的范圍中，奧氏體的量變化較大，因此，從組織的均勻性、材質的穩定性的方面考慮，也優選為850°C以上。另一方面，具有鐵素體以及奧氏體的二相組織的不銹鋼在高溫下易發生蠕變變形，因連續加熱時的鋼板通過張力，容易向鋼板通過方向延伸、寬度縮小。蠕變變形越是高溫越容易發生，因此，將加熱溫度設為1100°C以下。若對通過850 1100°C的加熱生成的具有鐵素體以及奧氏體組織的不銹鋼實施使之冷卻的多相化退火，則在冷卻過程中，奧氏體相相變為馬氏體相，在室溫下，形成鐵素體以及馬氏體的多相組織。多相組織不銹鋼的馬氏體相變所需要的臨界冷卻速度比抑制敏化所需要的冷卻速度慢，因此，為了防止敏化，冷卻速度優選為必要的20°C /s以上，優選從加熱溫度冷卻至550°C以下。根據需要，對形成了鐵素體以及馬氏體的多相組織的鋼帶實施調質軋制或時效處理。
調質軋制的目的在于，將比馬氏體軟質的鐵素體相強化，時效處理的目的在于，提高馬氏體的韌性。為了強化鐵素體相，調質軋制率需要為10%以上。若將已經具有高強度的多相組織材料冷軋至高壓下率，則有時生產率變差，產生寬度端部的裂邊，因此，調質軋制率優選為50%以下。時效處理溫度優選為通過連續退火能進行時效的300°C以上，從退火時的敏化抑制的觀點考慮，優選為550°C以下。
權利要求
1.一種多相組織不銹鋼板及鋼帶，其特征在于，以質量％計含有 C :0. 02 O. 20%,Si 0. 10 I. 0%、Mn :0. 20 2. 0%、P :0. 040% 以下、S :0. 010% 以下、Cr 15. O 18. 0%,Ni 0. 5 2. 5%,Sn :0. 05 O. 30、以及N :0. 010 O. 10%, 用下述(a)式定義的Yp為60 95的范圍，剩余部分包含Fe及不可避免的雜質，Yp = 420 C + 470N + 23Ni + 7Mn + 9Cu_ll. 5Cr-ll. 5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb_52AI + 189(a) 所述多相組織不銹鋼板及鋼帶具有鐵素體及馬氏體的多相組織， 所述多相組織不銹鋼板及鋼帶的維氏硬度為200HV以上。
2.根據權利要求I所述的多相組織不銹鋼板及鋼帶，其特征在于， 以質量％計還含有 B 0. 0003 O. 0050%, Cu 0. 30 2. 0%, Mo 0. 30 2. 0% 以及Al :0. 01 O. I %中的一種或兩種以上。
3.一種多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，通過對具有權利要求I或2中記載的組成的冷軋不銹鋼板或冷軋不銹鋼帶實施加熱到作為鐵素體及奧氏體的二相區域的850 1100°C、并冷卻的多相化退火，使奧氏體相發生馬氏體相變，在室溫下形成鐵素體及馬氏體的多相組織。
4.根據權利要求3所述的多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，所述多相化退火中的冷卻以20°C /s以上的冷卻速度冷卻至550°C以下的溫度。
5.根據權利要求3或4所述的多相組織不銹鋼板及鋼帶的制造方法，其特征在于，在所述多相化退火后進一步實施調質軋制和/或時效處理。
全文摘要
本發明涉及維氏硬度為200HV以上的多相組織不銹鋼板及鋼帶，其特征在于，其是耐蝕性優良的高強度多相組織不銹鋼板及鋼帶，其以質量％計含有Ｃ0.02～0.20％、Si0.10～2.0％、Mn0.20～2.0％、P0.040％以下、S0.010％以下、Cr15.0～18.0％、Ni0.5～4.0％、Sn0.05～0.50、N0.010～0.10％，γp為60～95的范圍，剩余部分實質上具有Fe的組成，具有在加熱到鐵素體及奧氏體二相區域后的冷卻過程中通過奧氏體相發生馬氏體相變而生成的鐵素體及馬氏體的多相組織。其中，γp＝420Ｃ＋470N＋23Ni＋7Mn＋9Cu-11.5Cr-11.5Si-12Mo-7Sn-49Ti-47Nb-52Al＋189(a)。
文檔編號C22C38/00GK102782171SQ201180011390
公開日2012年11月14日 申請日期2011年3月29日 優先權日2010年3月29日
發明者坂本俊治, 寺岡慎一 申請人:新日鐵住金不銹鋼株式會社