CN102803538A - 焊接部的特性优异的马氏体不锈钢及马氏体不锈钢材 - Google Patents

Abstract

本发明的马氏体不锈钢以质量%计含有C：0.003～0.03%、Si：0.01～1.0%、Mn：3.0～6.0%、P：0.05%以下、S：0.003%以下、Ni：1.0～3.0%、Cr：15.0～18.0%、Mo：0～1.0%、Cu：0～2.0%、Ti：0～0.05%、N：0.05%以下、Al：0.001～0.1%、O：0.005%以下，残余部分包含Fe和不可避免的杂质，C和N的合计量为0.060%以下，且式1所示的γmax为80以上，式2所示的γpot为60～90。γmax=420×C%+470×N%+23×Ni%+9×Cu%+7×Mn%-11.5×Cr%-11.5×Si%-52×Al%+189（式1）。γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2（式2）。这里，C%、N%、Ni%、Cu%、Mn%、Cr%、Si%、Al%、Mo%、Ti%表示各元素的含量(质量%)。

Description

焊接部的特性优异的马氏体不锈钢及马氏体不锈钢材

技术领域

本发明涉及适合用于例如建筑结构物、船舶结构物等焊接结构物中需要焊接的部位的马氏体不锈钢、以及使用所述马氏体不锈钢制作且母材及焊接部的冲击特性和耐蚀性优异、节省Ni而成本低廉的马氏体不锈钢材。

本申请基于2010年3月17日在日本提出的日本特愿2010-60048号主张优先权，并在此援引其内容。

背景技术

马氏体不锈钢通过淬火热处理即可容易地提高强度，因而被广泛地应用于刀具、弹簧、制动盘等器具中。但是，马氏体不锈钢由于韧性低且焊接性也不好，因而没有被用于焊接结构。

另一方面，通过在含有13～17%的Cr的钢中降低C含量、添加约3%以上的Ni，开发出了一种韧性、焊接性和耐蚀性提高了的钢材，其被用作水利发电用水轮机转轮和油井用钢管(例如专利文献1～4)。

但是，即使是如此改良后的马氏体不锈钢，回火阻力也非常大。因此，还存在下述问题：在用于对最终产品的特性进行调质的回火热处理中，需要长时间的处理等会损害热处理设备能力，制造成本大。

为此，正在研究不需要用于调质的热处理的马氏体不锈钢和不需要脱氢处理的制造条件，公开了着眼于马氏体单相组织的上述专利文献4、制成以马氏体相为主体且含有铁素体相或残余奥氏体相的复相组织的专利文献5。

如专利文献4所公开的那样，多数马氏体不锈钢的Cr量为11～15%的范围，与SUS430之类的铁素体不锈钢相比耐蚀性低，有时在室内环境下也会生锈(产生锈)。因此，为了赋予优异的耐蚀性，需要添加Mo或增加Cr量。

另外，在上述专利文献5中公开了为提高耐蚀性而优选含有15%以上的Cr和1%以上的Mo。但是，专利文献5的马氏体不锈钢具有包含铁素体相的马氏体相主体的金属组织，热加工性不好，存在经常使钢材的制造成品率降低的问题。而且，为了确保机械特性，需要添加与Cr、Mo的增加量相应的量的奥氏体形成元素，导致合金成本的增加。

即，作为能良好地维持母材和焊接部的特性的钢，大量含有Ni的钢已被实际应用。但是，还没有热加工性良好、且在母材和焊接部具有与SUS430同等的耐蚀性和优异的机械特性、节省Ni量而廉价的实用钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平6-306549号公报

专利文献2：日本特开平6-306551号公报

专利文献3：日本特开平2-243739号公报

专利文献4：日本特开平2-243740号公报

专利文献5：日本特开2001-279392号公报

非专利文献

非专利文献1：Current advances in materials and processes,Vol.3(1990),1840

发明内容

发明所要解决的问题

鉴于这样的问题，本发明者等的发明课题在于：明确热加工性和机械特性良好且具有与SUS430同等的耐蚀性的廉价的马氏体不锈钢的成分体系和金属组织，开发实用钢材。

用于解决问题的手段

作为代替Ni的元素，可想到C、N、Mn、Cu、Co等，但在上述马氏体不锈钢中，关于含有大量的Mn、Cu、Co的钢的文献少。作为一个例子，在非专利文献1中示出了将含有17%的Cr的高纯度不锈钢用作基础并添加了Ni或Mn的例子。但是，并没有公开复合添加Ni和Mn的例子，且对耐蚀性也未作考虑。

另外，由于Mn通常是使耐蚀性降低的元素，因此在耐蚀性比普通的不锈钢低的马氏体不锈钢中积极地添加Mn的尝试的例子少。实际情况是，对于在提高Cr量的同时增加Mn量的情况下能否得到所需的耐蚀性曾持怀疑态度。因此，为了开发除耐蚀性外、还能确保优异的热加工性和机械特性的实用钢材，从迄今为止获得的技术上的观点出发或者从经验上看，采用这些对合金元素进行调节方法均是不可能的。

本发明者等对使用含有16%的Cr和2%的Ni的钢作为基础并含有2%以上的Mn的钢，详细探讨了成分元素和钢材的金属组织对上述各特性带来的影响。其结果是，发现了：通过使Cr、Ni、Mn和后述的其它元素的含量在规定的范围，一边可以抑制价格波动剧烈的Ni量，一边能兼顾焊接部的韧性和耐蚀性。此外，还发现：通过将钢材的相率控制在一定的范围内，即使省略以往必须的淬火、回火的热处理，也能确保母材的机械特性。基于以上发现完成了本发明。

本发明的要件如下所示。

(1)本发明的一个方式所涉及的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢以质量%计含有C：0.003～0.03%、Si：0.01～1.0%、Mn：3.0～6.0%、P：0.05%以下、S：0.003%以下、Ni：1.0～3.0%、Cr：15.0～18.0%、Mo：0～1.0%、Cu：0～2.0%、Ti：0～0.05%、N：0.05%以下、Al：0.001～0.1%、O：0.005%以下，残余部分包含Fe和不可避免的杂质。C和N的合计量为0.060%以下，且式1所示的γmax为80以上，式2所示的γpot为60～90。

γmax=420×C%+470×N%+23×Ni%+9×Cu%+7×Mn%-11.5×Cr%-11.5×Si%-52×Al%+189                      式1

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2  式2

这里，C%、N%、Ni%、Cu%、Mn%、Cr%、Si%、Al%、Mo%、Ti%表示各元素的含量(质量%)。

(2)根据上述(1)所述的本发明的一个方式所涉及的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢还可以含有Nb，代替上述式2而用式3计算的γpot可以为60～90。

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-3.1×Nb%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2        式3

这里，C%、N%、Mn%、Cu%、Ni%、Si%、Cr%、Mo%、Nb%、Ti%、Al%表示各元素的含量(质量%)。

(3)根据上述(1)或(2)所述的本发明的一个方式所涉及的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢还可以含有V和W中的任一者或两者。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的本发明的一个方式所涉及的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢还可以含有Co。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的本发明的一个方式所涉及的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢还可以含有选自B、Ca、Mg和REM中的1种或2种以上。

(6)本发明的一个方式所涉及的马氏体不锈钢材具有上述(1)～(5)中任一项所述的组成，并且具有包含5～30%的铁素体相、0～20%的残余奥氏体相、且残余部分包含马氏体相的组织。

(7)根据上述(6)所述的本发明的一个方式所涉及的马氏体不锈钢材的屈服强度可以为400～800MPa。

发明的效果

具有本发明的一个方式的组成的马氏体钢发挥焊接部的韧性和耐蚀性优异这样的效果。另外，根据本发明的一个方式，可提供能用于例如建筑结构物或船舶结构物等大型的焊接结构物且成本低廉的马氏体不锈钢材。而且，即使省略长时间的淬火、回火热处理也能得到所需的特性，因而能提高量产性。因此，本发明的一个方式在产业上大有益处。

具体实施方式

以下，首先对本实施方式的马氏体不锈钢的化学组成的限定理由进行说明。另外，以下各成分的含量的单位为质量%。

关于C，为了确保钢的强度，含有0.003%以上。但是，当含有超过0.03%的C时，强度变高而超过必要量且焊接部的耐蚀性、韧性会劣化。因此，将C含量限制在0.003～0.03%。C含量优选为0.005～0.025%。

关于Si，为了进行脱氧，添加0.01%以上。但是，当添加超过1.0%的Si时，韧性会劣化。因此，将Si含量的上限限定为1.0%。Si含量优选为0.2～0.5%。

关于Mn，为了改善焊接部的韧性，添加3.0%以上。但是，Mn量的增加会使耐蚀性劣化。在本实施方式的钢中，Mn含量与γmax、γpot及后述的本实施方式的钢材中的铁素体相的比例存在密切的关系，通过控制金属组织来抑制伴随着Mn含量的增加而引起的耐蚀性劣化。但是，当含有超过6.0%的Mn时，无法确保所需的耐蚀性。因此，将Mn含量的上限限定为6.0%。Mn含量优选为3.5～5.5%。

关于P，由于会使热加工性和韧性劣化，因此将P含量限定在0.05%以下。P含量优选为0.03%以下。另外，P是钢中不可避免含有的元素，其含量越少越好。但是，极度减少会导致成本的增加，因此通常不可避免地含有0.005%左右以上的P。

关于S，由于会使热加工性、韧性和耐蚀性劣化，因此将S含量限定在0.003%以下。S含量优选为0.001%以下。另外，S也是钢中不可避免含有的元素，其含量越少越好。但是，极度减少会导致成本的增加，因此通常不可避免地含有0.0001%左右以上的S。

Ni使奥氏体组织稳定、改善对各种酸的耐蚀性以及韧性。因此，含有1.0%以上的Ni。另一方面，Ni是昂贵的合金，从成本的观点出发，将Ni含量限制在3.0%以下。Ni含量优选为1.5～2.5%。

关于Cr，为了确保基本的耐蚀性，含有15.0%以上。另一方面，当含有超过18.0%的Cr时，会损害韧性和焊接部的耐蚀性。因此，将Cr的含量设为15.0%以上且18.0%以下。Cr含量优选为16～17%。

Mo是对辅助性地提高不锈钢的耐蚀性非常有效的元素，是根据需要而含有的任意成分(选择性成分)。Mo由于是非常昂贵的元素，因此当为提高耐蚀性而进行添加时，从成本的观点出发，将Mo含量的上限设为1.0%以下。当添加Mo时，Mo含量优选为0.1～0.5%。

Cu是具有辅助性地提高不锈钢对酸的耐蚀性的同时改善韧性的作用的元素，是根据需要而含有的任意成分(选择性成分)。当含有超过2.0%的Cu时，会超过固溶度而析出εCu，发生脆化。因此，当含有Cu时，将Cu含量的上限设为2.0%。Cu具有使奥氏体相稳定、改善韧性的效果。当含有Cu时，Cu含量优选为0.2～1.5%。

Ti是以极微量形成氧化物、氮化物、硫化物、使钢凝固以及使高温加热组织的晶粒微细化的元素，是根据需要而添加的任意成分(选择性成分)。当含有超过0.05%的Ti时，在生成铁素体相的同时，还会生成TiN而损害钢的韧性。因此，当含有Ti时，将Ti含量的上限设定为0.05%。当含有Ti时，Ti含量优选为0.003～0.020%。

关于N，为提高马氏体相的强度而含有0.01%以上。但是，当含有超过0.05%的N时，强度过高而会使韧性劣化。因此，将N含量限制在0.05%以下。N含量优选为0.01～0.04%。

Al是用于钢的脱氧的重要元素，与Si共同含有以减少钢中的氧。氧量的减少是确保韧性所必需的，因此需要含有0.001%以上的Al。另一方面，Al是使铁素体相增加的元素，当过剩添加Al时，会损害韧性。当Al超过0.1%时，韧性降低显著。因此，将Al含量的上限设定为0.1%。Al含量优选为0.01～0.05%。

O是构成作为非金属夹杂物的代表的氧化物、钢中不可避免地含有的元素。因此，O含量越少越好，但极度减少会导致成本的增加。因此，通常不可避免地含有0.001%左右以上的O。另一方面，当含有过量的O时，韧性会受到损害。而且，当生成粗大的簇状氧化物时，会成为表面瑕疵的原因。因此，将O含量的上限设为0.005%。

C和N的含量之和(C+N)与钢的强度存在关联性。当C和N的含量之和(C+N)超过0.060%时，强度过高，会损害韧性。因此，将C和N的含量之和(C+N)的上限设为0.060%。C和N的含量之和(C+N)优选为0.015～0.050%。

下述式1所示的γmax是预测在900～1000℃的温度区域生成的奥氏体相的比例的最大值的计算式。通过使该γmax的值变大，可提高钢的韧性。在本实施方式的情况下，当该γmax的值低于80%时，铁素体相过多，因铁素体带组织的残余而无法确保所需的韧性。因此，将γmax设定为80%以上。γmax优选为85%以上。

γmax=420×C%+470×N%+23×Ni%+9×Cu%+7×Mn%-11.5×Cr%-11.5×Si%-52×Al%+189              式1

这里，C%、N%、Ni%、Cu%、Mn%、Cr%、Si%、Al%表示各元素的含量(质量%)。

下述式2所示的γpot是表示铸造状态下的马氏体相的比例的计算式，也对应于热加工时的奥氏体相的比例。在本实施方式中，设定γpot的范围以确保热加工性。当γpot变高时，软质的铁素体相过少，热加工时应力集中于铁素体相，会促进开裂。γpot的上限虽然取决于影响热加工性的Mn量或S量等，但在本实施方式中，当γpot超过90%时，会产生钢材的制造成品率大幅降低的问题。因此，将γpot的上限设定为90%。另一方面，当γpot低于60%时，在焊接部生成的马氏体相中C、N浓化而变为硬质，形成不均匀的组织。而且，C、N、Mn等合金元素浓化而成的马氏体相的耐蚀性会降低，因此将γpot的下限设定为60%。γpot优选为65～85%。

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2     式2

这里，C%、N%、Ni%、Cu%、Mn%、Cr%、Si%、Al%、Mo%、Ti%表示各元素的含量(质量%)。

接着，对本实施方式中的任意成分(选择性成分)的限定理由进行说明。以下说明的元素是根据需要而添加的任意成分(选择性成分)。

Nb是对热轧组织的晶粒的微细化有效的元素。此外，Nb还具有提高耐蚀性的作用。Nb所形成的氮化物、碳化物在热加工和热处理的过程中生成，抑制晶粒的生长，具有强化钢和钢材的作用。因此，可以含有0.01%以上的Nb。另一方面，当添加过量的Nb时，在热轧前的加热时会作为未固溶析出物而析出，损害韧性。因此，将Nb含量的上限设定为0.2%。当含有Nb时，Nb含量优选为0.03～0.10%。

下述式3所示的γpot是表示含有Nb时的铸造状态下的马氏体相的比例的计算式，也对应于热加工时的奥氏体相的比例。当含有Nb时，将代替上述式2而用加入了Nb项的式3计算得到的γpot设为60～90%。当含有Nb时，γpot也优选为65～85%。

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-3.1×Nb%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2       式3

这里，C%、N%、Mn%、Cu%、Ni%、Si%、Cr%、Mo%、Nb%、Ti%、Al%表示各元素的含量(质量%)。

V、W是为辅助性地提高二相不锈钢的耐蚀性而添加的元素。

关于V，出于提高耐蚀性的目的，可以含有0.05%以上。但是，当含有超过0.5%的V时，会生成粗大的V系碳氮化物，韧性劣化。因此，将V含量的上限限定为0.5%。当含有V时，V含量优选为0.1～0.3%。

W是与Mo同样地辅助性地提高不锈钢的耐蚀性的元素，与V相比固溶度大。在本实施方式中，出于提高耐蚀性的目的，可以在1.0%以下的范围内含有W。当含有W时，W的含量优选为0.05～0.5%。

即，可以含有上述所规定的含量的V、W中的任一者或两者。

Co是对提高钢的韧性和耐蚀性有效的元素，可选择性地进行添加。Co的含量优选为0.03%以上。当含有超过1.0%的Co时，由于Co是昂贵的元素，因而不会发挥与成本相称的效果。因此，将Co含量的上限设定为1.0%。当含有Co时，Co含量优选为0.03～0.5%。

此外，为了实现热加工性的提高，还可根据需要含有B、Ca、Mg、REM。

这里，REM是稀土类金属，是选自Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb及Lu中的1种以上。

B、Ca、Mg、REM均为改善钢的热加工性的元素，出于此目的可以添加1种或2种以上。当添加过量的B、Ca、Mg或REM时，热加工性和韧性会降低，因此将其含量的上限设定如下。B和Ca各自的含量的上限为0.0050%。Mg的含量的上限为0.0030%。REM的含量的上限为0.10%。B和Ca各自的含量优选为0.0005～0.0030%。Mg的含量优选为0.0001～0.0015%。REM的含量优选为0.005～0.05%。另外，REM的含量为La、Ce等镧系稀土类元素的含量的总和。

接着，对本实施方式的马氏体不锈钢材的限定理由进行说明。

本实施方式的马氏体不锈钢材具有上述本实施方式的马氏体不锈钢的组成，且具有满足以下要件的金属组织。通过调节钢材的相率，即可确保母材的机械特性、强度。

铁素体相为软质，通过含有一定量的铁素体相，不仅可以抑制过度的强度上升，还可以通过二相混合组织将晶粒控制得很微细。由此，实现本实施方式的马氏体不锈钢材的韧性的改善。因此，铁素体相需要最低限为5%。另一方面，铁素体相自身由于缺乏韧性，因此当含有过量的铁素体相时，会使本实施方式的马氏体不锈钢材的韧性降低。为了防止这点，将铁素体相的比例设为30%。铁素体相的比例优选为5～20%。

该铁素体相率通过化学组成、γmax及γpot、以及钢材的制造条件来实现。根据化学组成，通过从通常的不锈钢材的制造条件的范围中选定制造条件，即可实现上述范围的铁素体相。例如轧制条件，热轧的加热温度只要从1150～1250℃中选定即可。热轧的终轧温度只要从950～700℃中选定即可。另外，当根据需要而进行热处理时，淬火热处理温度只要从850～950℃中选定即可。回火热处理温度只要从550～750℃中选定即可。另外，淬火热处理温度的均热时间优选为5分钟至30分钟左右。另外，回火热处理温度的均热时间优选为10分钟至1小时左右。

另外，残余奥氏体相通过高温下存在的奥氏体相未发生相变而残余来生成。该残余奥氏体相为软质，提高钢材的韧性。另一方面，当残余奥氏体相过剩残余时，会使钢材的屈服强度降低，损害本实施方式的马氏体不锈钢材的强度特性。因此，将残余奥氏体相的比例的上限设定为20%。

为了控制残余奥氏体相的量，需要控制下述式4所示的Ms值(℃)。关于化学成分，使式4达到200℃以上。当式4的值低于200时，残余奥氏体相率会超过本实施方式中规定的上限值的20%。另外，由于残余奥氏体相率可以为0%，因此无需设定式4所示的Ms值(℃)的上限。在本实施方式的组成范围内，可在允许的范围内将Ms值设定得较高。另外，残余奥氏体相的比例可通过X射线测定来求得。残余奥氏体相的量优选为3～15%。

Ms=1305-41.7×(Cr%+Mo%+Cu%)-61×Ni%-33×Mn%-27.8×Si%-1667×(C%+N%)         式4

这里，Cr%、Mo%、Cu%、Ni%、Mn%、Si%、C%、N%表示各元素的含量(质量%)。

另外，铁素体相和残余奥氏体相以外的残余部分为马氏体相，3相的比例的总和为100%。

本实施方式的马氏体不锈钢材的屈服强度优选为400～800MPa。

本实施方式涉及以马氏体相组织为主体的马氏体不锈钢及钢材，具有高强度和优异的韧性。因此，当屈服强度低于400MPa时，在作为本实施方式的目的的高强度的结构部件中的应用价值不足。另一方面，当具有超过800MPa的屈服强度时，即使适当地控制金属组织，也无法确保所需的焊接部韧性。因此，本实施方式的马氏体不锈钢材的屈服强度优选为400～800MPa。

实施例

以下对实施例进行说明。

表1～表4所示为测试钢的化学组成和接头特性的评价结果。这些钢通过以下的方法来制造。在实验室通过真空熔炼来制造50kg的钢锭，将该钢锭进行锻造，得到厚60mm×宽110mm×长150mm的轧制试验片。然后，将轧制试验片进行热轧，使厚度为12mm。

表1～表3的化学组成是通过从该热轧钢板采集试验片并进行分析后得到的结果。

另外，表1～表3所述的成分以外(残余部分)是Fe和不可避免的杂质元素。另外，在表1～表3所示的成分中，未记载含量的成分的含量为杂质水平。另外，表中的REM是指镧系稀土类元素，REM的含量表示各元素的合计。而且，钢编号A～U是本发明例，V～AG是比较例。

用于评价接头特性的焊接如下来实施。

将钢板的宽度中央部沿轧制长度方向切断，以形成V型坡口的方式对端面进行切削加工。接着，使用SUS329J3L用的埋弧焊接用焊接棒和焊剂，在3.5kJ/mm的热输入条件下通过双道焊接来制作接头。在该焊接部，在从焊接金属和热影响部的边界向热影响部侧偏离1mm的位置，采集形成了2mm的V型坡口的夏比试验片。在-20℃下各实施两次的试验。将得到的冲击值的平均值作为冲击值1示于表4中。

耐蚀性的评价如下来实施。

制作包含焊接金属和热影响部的点蚀电位测定试样。接着，将银氯化银电极(SSE)作为参比电极，在30℃的3.5%NaCl中按照JISG0577求出点蚀电位Vc’100。将其结果示于表4中。

当冲击值1为35J/cm²(＝27J)以上时，判断为良好。另外，当点蚀电位Vc’100为SUS430钢的母材的平均点蚀电位水平即0.10V以上时，判断为耐蚀性良好。

其结果是，可知具有本实施方式的组成的钢的冲击值1和耐蚀性均优异。与此相对，具有本实施方式的范围外的组成的比较例的冲击值1和耐蚀性均较差，本实施方式的钢的优势明显。

另外，表5～表8所示为本实施例的钢材的制造条件、热加工性、金属组织、钢材的母材特性。

对厚60mm×宽110mm×长150mm的轧制试验片在规定的热轧加热温度下进行加热，然后通过多次的压下，轧制成厚度为12mm。将最终压下时的温度作为终轧温度记载于表5、表6中。测定在通过该热轧而获得的钢板的边缘部产生的边缘断裂的大小，当最大的边缘断裂为5mm以下时评价为良(good)，当最大的边缘断裂超过5mm时评价为差(bad)，并示于表5、表6的项目“热加工性”中。

对得到的钢板、或进行了淬火热处理和回火热处理中的任一者或两者的热处理后得到的钢板，通过以下的方法对金属组织进行了调查。对板厚剖面进行蚀刻，使金属组织(显微组织)露出。通过光学显微镜观察金属组织，通过图像解析来求出铁素体相的面积比率。另外，制作以板厚的1/4部分为测定面的3mm×23mm×23mm尺寸的试样，通过X射线衍射法进行残余奥氏体相率的定量。将这些结果示于表7、表8的项目“金属组织”中。

接着，通过以下方法来实施抗拉试验和冲击试验。

采集与轧制方向呈直角、平行部是直径为10mm的圆形、长度为60mm的圆棒抗拉试验片。使用该试验片进行抗拉试验，测定0.2%屈服强度。

制作形成有2mm的V坡口的JIS4号全尺寸夏比试验片。使用该试验片在-60℃下各进行两次的试验，测定冲击值。将得到的冲击值的平均值作为冲击值2示出。

当屈服强度为400MPa以上时，屈服强度比奥氏体不锈钢还高，判断为良好。当冲击值为35J/cm²(＝27J)以上时，判断为良好。其结果是，可知在相当于本实施方式的实施例中，热加工性、母材强度、韧性均良好。另外，由实施例34～实施例37的结果可知，在不进行淬火、回火热处理的情况下也能确保母材的强度和韧性。另一方面，在比较例中，不是热加工性不足，就是母材屈服强度、冲击值2均未显示出所需的值。由比较例39、比较例40的结果可知，即使是满足本实施方式的化学组成的要件的钢，当制造条件不合适、金属组织不满足本实施方式的要件时，也不会显示出所需的特性。

由以上的实施例、比较例表明，根据本实施方式，可得到焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，而且通过满足金属组织所涉及的要件，还可得到母材和焊接部的特性优异的马氏体不锈钢材。

表4

表5

表6

表7

表8

产业上的可利用性

根据本发明的一个方式，可提供焊接部的特性良好且Ni含量少而经济的马氏体不锈钢材。因此，可提供能适用于大型结构物的廉价的高强度钢材。另外，由于可以省略以往必须的长时间的热处理，因而可提高量产性，在产业上大有益处。

Claims (7)

1.一种焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，其特征在于，以质量%计含有

C：0.003～0.03%、

Si：0.01～1.0%、

Mn：3.0～6.0%、

P：0.05%以下、

S：0.003%以下、

Ni：1.0～3.0%、

Cr：15.0～18.0%、

Mo：0～1.0%、

Cu：0～2.0%、

Ti：0～0.05%、

N：0.05%以下、

Al：0.001～0.1%、

O：0.005%以下，

残余部分包含Fe和不可避免的杂质，

C和N的合计量为0.060%以下，且式1所示的γmax为80以上，式2所示的γpot为60～90，

γmax=420×C%+470×N%+23×Ni%+9×Cu%+7×Mn%-11.5×Cr%-11.5×Si%-52×Al%+189                        式1

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2    式2

这里，C%、N%、Ni%、Cu%、Mn%、Cr%、Si%、Al%、Mo%、Ti%表示各元素的含量，其中，含量的单位为质量%。

2.根据权利要求1所述的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，其中，还含有Nb，代替所述式2而用式3计算的γpot为60～90，

γpot=700×C%+800×N%+10×(Mn%+Cu%)+20×Ni%-9.3×Si%-6.2×Cr%-9.3×Mo%-3.1×Nb%-74.4×Ti%-37.2×Al%+63.2    式3

这里，C%、N%、Mn%、Cu%、Ni%、Si%、Cr%、Mo%、Nb%、Ti%、Al%表示各元素的含量，其中，含量的单位为质量%。

3.根据权利要求1或2所述的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，其中，还含有V和W中的任一者或两者。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，其中，还含有Co。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的焊接部的特性优异的马氏体不锈钢，其中，还含有选自B、Ca、Mg和REM中的1种或2种以上。

6.一种马氏体不锈钢材，其特征在于，具有权利要求1～5中任一项所述的组成，并且

具有包含5～30%的铁素体相、0～20%的残余奥氏体相、且残余部分包含马氏体相的组织。

7.根据权利要求6所述的马氏体不锈钢材，其中，屈服强度为400～800MPa。