JP2003003242A - 溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚板 - Google Patents
溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚板Info
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- JP2003003242A JP2003003242A JP2001187798A JP2001187798A JP2003003242A JP 2003003242 A JP2003003242 A JP 2003003242A JP 2001187798 A JP2001187798 A JP 2001187798A JP 2001187798 A JP2001187798 A JP 2001187798A JP 2003003242 A JP2003003242 A JP 2003003242A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接熱影響部の靭性低下を防止できるフェラ
イト系ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０８０
％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．００
％、Ｃｒ：１０〜３２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｉ：
４．０％以下、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％を含
み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ任意の
断面で最大径が０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物
が１０個／mm2 以上の個数密度で存在することを特徴と
する溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚
板。さらに質量％でＴｉ：０．０１〜０．８０％、また
さらに質量％でＺｒ：０．０１〜０．５０％、ＲＥＭ：
０．００５〜０．５００％の１種または２種を含有する
ことを特徴とする。
イト系ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０８０
％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．００
％、Ｃｒ：１０〜３２％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｉ：
４．０％以下、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％を含
み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ任意の
断面で最大径が０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物
が１０個／mm2 以上の個数密度で存在することを特徴と
する溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚
板。さらに質量％でＴｉ：０．０１〜０．８０％、また
さらに質量％でＺｒ：０．０１〜０．５０％、ＲＥＭ：
０．００５〜０．５００％の１種または２種を含有する
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接後の母材溶接
熱影響部の靭性低下を防ぐことにより溶接継手靭性が優
れたフェライト系ステンレス鋼厚板に関するものであ
る。
熱影響部の靭性低下を防ぐことにより溶接継手靭性が優
れたフェライト系ステンレス鋼厚板に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】フェライト系ステンレス鋼は、オーステ
ナイト系ステンレス鋼に比べて一般に安価であり、応力
腐食割れに対する耐性が大きく、熱膨張率が小さく、熱
伝導性が高いなどの長所を有している。しかしながら従
来のフェライト系ステンレス鋼は、溶接時に熱影響部に
おいて結晶粒が粗大化して靭性が低下するという短所が
ある。特に溶接施工が必須となる用途の多い厚板におい
ては、溶接入熱も大きく、母材溶接熱影響部の靭性低下
が最もクリティカルな問題となるため、フェライト系ス
テンレス鋼を適用できない場合があり、その長所を利用
する機会が限られていた。
ナイト系ステンレス鋼に比べて一般に安価であり、応力
腐食割れに対する耐性が大きく、熱膨張率が小さく、熱
伝導性が高いなどの長所を有している。しかしながら従
来のフェライト系ステンレス鋼は、溶接時に熱影響部に
おいて結晶粒が粗大化して靭性が低下するという短所が
ある。特に溶接施工が必須となる用途の多い厚板におい
ては、溶接入熱も大きく、母材溶接熱影響部の靭性低下
が最もクリティカルな問題となるため、フェライト系ス
テンレス鋼を適用できない場合があり、その長所を利用
する機会が限られていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上のような
課題を解決し、大きな溶接入熱があった場合でも母材溶
接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑え、靭性の低下を防止
できるフェライト系ステンレス鋼厚板を提供することに
ある。
課題を解決し、大きな溶接入熱があった場合でも母材溶
接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑え、靭性の低下を防止
できるフェライト系ステンレス鋼厚板を提供することに
ある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は以下の構成から
なる。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．００１〜０．０８０％、Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜３．００％、 Ｃｒ：１０〜３２％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ ：０．１％以下、 Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％ を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ任
意の断面で最大径が０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸
化物が１０個／mm2 以上の個数密度で存在することを特
徴とする溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス
鋼厚板。 （２） さらに質量％で、 Ｔｉ：０．０１〜０．８０％ を含有し、Ｔｉ窒化物の全部または一部がＭｇ系酸化物
と隣接して析出いていることを特徴とする前記（１）に
記載の溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼
厚板。 （３） さらに質量％で、 Ｚｒ ：０．０１〜０．５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．５００％ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の溶接継手靭性の優れたフェ
ライト系ステンレス鋼厚板。 （４） さらに質量％で、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｍｏ：４．０％以下、 Ｗ ：４．０％以下、 Ｎｂ：１．０％以下、 Ｖ ：０．２５％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接継手靭性の
優れたフェライト系ステンレス鋼厚板。
なる。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．００１〜０．０８０％、Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜３．００％、 Ｃｒ：１０〜３２％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ ：０．１％以下、 Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％ を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ任
意の断面で最大径が０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸
化物が１０個／mm2 以上の個数密度で存在することを特
徴とする溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス
鋼厚板。 （２） さらに質量％で、 Ｔｉ：０．０１〜０．８０％ を含有し、Ｔｉ窒化物の全部または一部がＭｇ系酸化物
と隣接して析出いていることを特徴とする前記（１）に
記載の溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼
厚板。 （３） さらに質量％で、 Ｚｒ ：０．０１〜０．５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．５００％ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の溶接継手靭性の優れたフェ
ライト系ステンレス鋼厚板。 （４） さらに質量％で、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｍｏ：４．０％以下、 Ｗ ：４．０％以下、 Ｎｂ：１．０％以下、 Ｖ ：０．２５％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接継手靭性の
優れたフェライト系ステンレス鋼厚板。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、フェライト系ステ
ンレス鋼にＭｇ系酸化物を存在せしめることで、溶接熱
影響部の結晶粒径の粗大化を抑制でき、靭性低下を防止
できることを知見し、本発明を完成したものである。
ンレス鋼にＭｇ系酸化物を存在せしめることで、溶接熱
影響部の結晶粒径の粗大化を抑制でき、靭性低下を防止
できることを知見し、本発明を完成したものである。
【０００６】最初に、本発明において各成分範囲を前記
のごとく限定した理由を述べる。Ｃは強度を向上させる
ために必要な元素であり、０．００１％未満では結晶粒
界の強度を損なう。一方０．０８０％を超えると溶接性
を損なう。よって範囲を０．００１〜０．０８０％とし
た。
のごとく限定した理由を述べる。Ｃは強度を向上させる
ために必要な元素であり、０．００１％未満では結晶粒
界の強度を損なう。一方０．０８０％を超えると溶接性
を損なう。よって範囲を０．００１〜０．０８０％とし
た。
【０００７】Ｓｉもまた強度向上に有効であるが、脱酸
剤として働くため、多量に添加すると後述のＭｇ系酸化
物の生成に必要な溶存酸素濃度が低下する。よって範囲
を１．０％以下とした。
剤として働くため、多量に添加すると後述のＭｇ系酸化
物の生成に必要な溶存酸素濃度が低下する。よって範囲
を１．０％以下とした。
【０００８】ＭｎはＳと化合物を形成して結晶粒内にＳ
を固定し、高温粒界割れを防ぐ働きがあるが、０．０１
％未満ではその働きが十分でない。一方３．００％を超
えると、Ｍｎによる過大な固溶強化のため脆化を招く場
合がある。よって範囲を０．０１〜３．００％とした。
を固定し、高温粒界割れを防ぐ働きがあるが、０．０１
％未満ではその働きが十分でない。一方３．００％を超
えると、Ｍｎによる過大な固溶強化のため脆化を招く場
合がある。よって範囲を０．０１〜３．００％とした。
【０００９】Ｃｒは強度と耐食性を確保するため１０％
以上必要であるが、３２％を超えると熱間加工性を損な
う。よって範囲を１０〜３２％とした。
以上必要であるが、３２％を超えると熱間加工性を損な
う。よって範囲を１０〜３２％とした。
【００１０】Ａｌは脱酸剤として働くため、多量に添加
すると後述のＭｇ系酸化物の生成に必要な溶存酸素濃度
が低下する。よって範囲を０．１％以下とした。
すると後述のＭｇ系酸化物の生成に必要な溶存酸素濃度
が低下する。よって範囲を０．１％以下とした。
【００１１】Ｎは固溶強化元素として有効であるが、
０．１％を超えると最終製品でフェライト相を主相とし
て保てなくなる。よって範囲を０．１％以下とした。
０．１％を超えると最終製品でフェライト相を主相とし
て保てなくなる。よって範囲を０．１％以下とした。
【００１２】Ｎｉは靭性を向上させるが、４．０％を超
えると最終製品でオーステナイト相が生成し、フェライ
ト相を保てなくなる。よって範囲を４．０％以下とし
た。
えると最終製品でオーステナイト相が生成し、フェライ
ト相を保てなくなる。よって範囲を４．０％以下とし
た。
【００１３】Ｍｇは酸化物を形成して、鋼が液相からフ
ェライト相を晶出する際の接種核となると考えられ、接
種核が多い状態を作り、結果的に凝固が完了した後の凝
固組織の粒径を小さくする作用がある。また、微細なＭ
ｇ系酸化物はその後の結晶成長の妨げとなって結晶粒径
を小さく保つ働きがある。したがって、溶接時の母材熱
影響部の結晶粒径の粗大化を抑えることが可能となり、
靭性の低下を防止することができる。ただし、添加量が
０．００１％未満では凝固組織の粒径を小さくする効果
が発現しない。また０．０１０％を超えて添加しても凝
固組織の粒径を小さくする一層の効果は認められない。
よって範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
ェライト相を晶出する際の接種核となると考えられ、接
種核が多い状態を作り、結果的に凝固が完了した後の凝
固組織の粒径を小さくする作用がある。また、微細なＭ
ｇ系酸化物はその後の結晶成長の妨げとなって結晶粒径
を小さく保つ働きがある。したがって、溶接時の母材熱
影響部の結晶粒径の粗大化を抑えることが可能となり、
靭性の低下を防止することができる。ただし、添加量が
０．００１％未満では凝固組織の粒径を小さくする効果
が発現しない。また０．０１０％を超えて添加しても凝
固組織の粒径を小さくする一層の効果は認められない。
よって範囲を０．００１〜０．０１０％とした。
【００１４】さらに、任意の断面において最大径が０．
０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物が１０個／mm2 以上
存在する場合に、結晶粒径を微細化する効果が明白とな
る。最大径がこれより大きくても小さくても、結晶粒径
を微細化する効果はほとんど見られない。
０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物が１０個／mm2 以上
存在する場合に、結晶粒径を微細化する効果が明白とな
る。最大径がこれより大きくても小さくても、結晶粒径
を微細化する効果はほとんど見られない。
【００１５】上記基本成分のほか、必要に応じて以下の
成分を含有させることができる。Ｔｉは窒化物としてＭ
ｇ系酸化物と隣接して析出すると、結晶粒径をより微細
にする効果がある。ただし、Ｔｉ量が０．０１％未満で
はその効果はなく、一方０．８０％を超えると粗大なＴ
ｉ窒化物が析出し、靭性を損なう。よってＴｉ量を０．
０１〜０．８０％とした。
成分を含有させることができる。Ｔｉは窒化物としてＭ
ｇ系酸化物と隣接して析出すると、結晶粒径をより微細
にする効果がある。ただし、Ｔｉ量が０．０１％未満で
はその効果はなく、一方０．８０％を超えると粗大なＴ
ｉ窒化物が析出し、靭性を損なう。よってＴｉ量を０．
０１〜０．８０％とした。
【００１６】Ｚｒは溶接入熱による結晶成長を抑え、結
晶粒径を小さく保つ働きがある。詳細な機構は不明であ
るが、Ｚｒが析出物を形成、または粒界に平衡偏析する
ことにより、粒界の移動を妨げる働きがあり、結晶粒の
粗大化が抑制できると本発明者らは考えている。ただ
し、Ｚｒ量が０．０１％未満では結晶粒径を微細化する
効果がなく、一方０．５０％を超えると、Ｚｒによる母
相の硬化作用が顕著となり靭性を損なう。よってＺｒ量
を０．０１〜０．５０％とした。
晶粒径を小さく保つ働きがある。詳細な機構は不明であ
るが、Ｚｒが析出物を形成、または粒界に平衡偏析する
ことにより、粒界の移動を妨げる働きがあり、結晶粒の
粗大化が抑制できると本発明者らは考えている。ただ
し、Ｚｒ量が０．０１％未満では結晶粒径を微細化する
効果がなく、一方０．５０％を超えると、Ｚｒによる母
相の硬化作用が顕著となり靭性を損なう。よってＺｒ量
を０．０１〜０．５０％とした。
【００１７】ＲＥＭもまた溶接入熱による結晶成長を抑
え、結晶粒径を小さく保つ働きがある。詳細な機構は不
明であるが、ＲＥＭが酸化物や析出物を形成、または粒
界に平衡偏析することにより、粒界の移動を妨げる働き
があり、結晶粒の粗大化が抑制できると本発明者らは考
えている。ただし、ＲＥＭが０．００５％未満では結晶
粒径を微細化する効果がなく、一方０．５００％を超え
るとＲＥＭによる母相の硬化作用が顕著となり靭性を損
なう。よってＲＥＭ量を０．００５〜０．５００％とし
た。
え、結晶粒径を小さく保つ働きがある。詳細な機構は不
明であるが、ＲＥＭが酸化物や析出物を形成、または粒
界に平衡偏析することにより、粒界の移動を妨げる働き
があり、結晶粒の粗大化が抑制できると本発明者らは考
えている。ただし、ＲＥＭが０．００５％未満では結晶
粒径を微細化する効果がなく、一方０．５００％を超え
るとＲＥＭによる母相の硬化作用が顕著となり靭性を損
なう。よってＲＥＭ量を０．００５〜０．５００％とし
た。
【００１８】以上の他に、強度向上のため更にＭｏ，
Ｗ，Ｎｂ，Ｖの１種または２種以上を添加することがで
きる。Ｍｏは固溶強化により強度を向上させたり、耐食
性を増すが、４．０％を超えて添加すると金属間化合物
や炭化物の析出が著しくなり、延性低下をもたらす。よ
って範囲を４．０％とした。
Ｗ，Ｎｂ，Ｖの１種または２種以上を添加することがで
きる。Ｍｏは固溶強化により強度を向上させたり、耐食
性を増すが、４．０％を超えて添加すると金属間化合物
や炭化物の析出が著しくなり、延性低下をもたらす。よ
って範囲を４．０％とした。
【００１９】Ｗは固溶強化により強度を向上させるが、
４．０％を超えて添加すると金属間化合物や炭化物の析
出が著しくなり、延性低下をもたらす。よって範囲を
４．０％とした。
４．０％を超えて添加すると金属間化合物や炭化物の析
出が著しくなり、延性低下をもたらす。よって範囲を
４．０％とした。
【００２０】Ｎｂは固溶強化および炭窒化物として強度
の向上に寄与するが、１．０％超で効果が飽和する。よ
って範囲を１．０％とした。
の向上に寄与するが、１．０％超で効果が飽和する。よ
って範囲を１．０％とした。
【００２１】Ｖは炭窒化物となり強度の向上に寄与する
が、０．２５％超で効果が飽和する。よって範囲を０．
２５％とした。
が、０．２５％超で効果が飽和する。よって範囲を０．
２５％とした。
【００２２】以上の成分からなる溶鋼は、鋳造もしくは
分解してスラブまたはインゴットとし、熱間圧延もしく
は鍛造で所定の板厚とした後、再結晶焼鈍して厚板とす
る。
分解してスラブまたはインゴットとし、熱間圧延もしく
は鍛造で所定の板厚とした後、再結晶焼鈍して厚板とす
る。
【００２３】
【実施例】［実施例１］表１に示すフェライト系ステン
レス鋼を溶解し、表２に示すように種々にＭｇの添加量
を変えて凝固させた後、熱間圧延を行い、焼鈍熱処理を
施して厚さ１２mmの厚板を製造した。この厚板に、図１
に示す熱履歴を与えた。ここで図１の熱履歴はサブマー
ジアーク溶接等、大入熱溶接を２パス施した際の溶接ボ
ンド部近くの母材溶接熱影響部の温度変化をシミュレー
トしたものである。
レス鋼を溶解し、表２に示すように種々にＭｇの添加量
を変えて凝固させた後、熱間圧延を行い、焼鈍熱処理を
施して厚さ１２mmの厚板を製造した。この厚板に、図１
に示す熱履歴を与えた。ここで図１の熱履歴はサブマー
ジアーク溶接等、大入熱溶接を２パス施した際の溶接ボ
ンド部近くの母材溶接熱影響部の温度変化をシミュレー
トしたものである。
【００２４】次に、熱履歴を与えた厚板からＶノッチ衝
撃試験片を採取し、室温から−５０℃の温度範囲でシャ
ルピー衝撃試験を行い、値が大きく変化したときの中間
値となる温度を延性脆性遷移温度として求めた。また、
同じ厚板の断面における平均結晶粒径および最大径が
０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物の個数密度を求
めた。結果を表２に示す。
撃試験片を採取し、室温から−５０℃の温度範囲でシャ
ルピー衝撃試験を行い、値が大きく変化したときの中間
値となる温度を延性脆性遷移温度として求めた。また、
同じ厚板の断面における平均結晶粒径および最大径が
０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化物の個数密度を求
めた。結果を表２に示す。
【００２５】表２で示すように、Ｍｇ添加量が０．００
１％以上で最大径０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化
物の個数密度が１０個／mm2 以上となり、延性脆性遷移
温度は下がり始め、０．０１％でほぼ一定となった。ま
たＭｇ添加量が０．００１％以上で、熱影響部でも平均
粒径は１００μｍと微細化された。
１％以上で最大径０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸化
物の個数密度が１０個／mm2 以上となり、延性脆性遷移
温度は下がり始め、０．０１％でほぼ一定となった。ま
たＭｇ添加量が０．００１％以上で、熱影響部でも平均
粒径は１００μｍと微細化された。
【００２６】［実施例２］表１に示す化学成分からなる
フェライト系ステンレス鋼を溶解し、質量％でＭｇを
０．００５％と、Ｔｉを０．００２〜１．１６０％まで
変化させて添加し、凝固させた後に熱間圧延を行い、焼
鈍熱処理を施して厚さ１２mmの厚板を製造した。この厚
板に、図１に示す熱履歴を与えた。次に、熱履歴を与え
た厚板からＶノッチ衝撃試験片を採取し、広範囲の温度
でシャルピー衝撃試験を行い、延性脆性遷移温度を求め
た。結果を図２に示す。図２で示すように、Ｔｉ添加量
が０．０１％以上で延性脆性遷移温度が低下するが、
０．８％を超えると粗大なＴｉ窒化物が増加して、延性
脆性遷移温度は上昇した。
フェライト系ステンレス鋼を溶解し、質量％でＭｇを
０．００５％と、Ｔｉを０．００２〜１．１６０％まで
変化させて添加し、凝固させた後に熱間圧延を行い、焼
鈍熱処理を施して厚さ１２mmの厚板を製造した。この厚
板に、図１に示す熱履歴を与えた。次に、熱履歴を与え
た厚板からＶノッチ衝撃試験片を採取し、広範囲の温度
でシャルピー衝撃試験を行い、延性脆性遷移温度を求め
た。結果を図２に示す。図２で示すように、Ｔｉ添加量
が０．０１％以上で延性脆性遷移温度が低下するが、
０．８％を超えると粗大なＴｉ窒化物が増加して、延性
脆性遷移温度は上昇した。
【００２７】［実施例３］表１に示す化学成分からなる
フェライト系ステンレス鋼を溶解し、質量％でＭｇを
０．００５％、Ｔｉを０．０９０％と、ＺｒあるいはＲ
ＥＭを添加量を変えて添加し、凝固させた後に熱間圧延
を行い、焼鈍熱処理を施して厚さ１２mmの厚板を製造し
た。この厚板に、図１に示す熱履歴を与えた。次に、熱
履歴を与えた厚板からＶノッチ衝撃試験片を採取し、広
範囲の温度でシャルピー衝撃試験を行い、延性脆性遷移
温度を求めた。結果を図３に示す。図３で示すように、
Ｚｒ添加量が０．０１〜０．５０％のとき、あるいはＲ
ＥＭ添加量が０．００５〜０．５０％において、延性脆
性遷移温度は最も低くなった。
フェライト系ステンレス鋼を溶解し、質量％でＭｇを
０．００５％、Ｔｉを０．０９０％と、ＺｒあるいはＲ
ＥＭを添加量を変えて添加し、凝固させた後に熱間圧延
を行い、焼鈍熱処理を施して厚さ１２mmの厚板を製造し
た。この厚板に、図１に示す熱履歴を与えた。次に、熱
履歴を与えた厚板からＶノッチ衝撃試験片を採取し、広
範囲の温度でシャルピー衝撃試験を行い、延性脆性遷移
温度を求めた。結果を図３に示す。図３で示すように、
Ｚｒ添加量が０．０１〜０．５０％のとき、あるいはＲ
ＥＭ添加量が０．００５〜０．５０％において、延性脆
性遷移温度は最も低くなった。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【発明の効果】以上述べたように、本発明鋼厚板は溶接
熱影響部の粗粒化による靭性低下を防止できるため、従
来よりも溶接構造体素材として信頼性の高いフェライト
系ステンレス鋼厚板を供給することができ、その長所を
活用できるため、産業上の効果は大きい。
熱影響部の粗粒化による靭性低下を防止できるため、従
来よりも溶接構造体素材として信頼性の高いフェライト
系ステンレス鋼厚板を供給することができ、その長所を
活用できるため、産業上の効果は大きい。
【図１】溶接入熱をシミュレートした熱処理履歴を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】Ｔｉ添加量と延性脆性遷移温度との関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図３】Ｚｒ，ＲＥＭ添加量と延性脆性遷移温度との関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
フロントページの続き
(72)発明者 高橋 明彦
北九州市戸畑区飛幡町１−１ 新日本製鐵
株式会社八幡製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．００１〜０．０８０％、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜３．００％、 Ｃｒ：１０〜３２％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ ：０．１％以下、 Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％ を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、かつ任
意の断面で最大径が０．０５〜２．００μｍのＭｇ系酸
化物が１０個／mm2 以上の個数密度で存在することを特
徴とする溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス
鋼厚板。 - 【請求項２】 さらに質量％で、 Ｔｉ：０．０１〜０．８０％ を含有し、Ｔｉ窒化物の全部または一部がＭｇ系酸化物
と隣接して析出いていることを特徴とする請求項１に記
載の溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚
板。 - 【請求項３】 さらに質量％で、 Ｚｒ ：０．０１〜０．５０％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．５００％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
または２に記載の溶接継手靭性の優れたフェライト系ス
テンレス鋼厚板。 - 【請求項４】 さらに質量％で、 Ｎｉ：４．０％以下、 Ｍｏ：４．０％以下、 Ｗ ：４．０％以下、 Ｎｂ：１．０％以下、 Ｖ ：０．２５％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１〜３のいずれか１項に記載の溶接継手靭性の優れた
フェライト系ステンレス鋼厚板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001187798A JP2003003242A (ja) | 2001-06-21 | 2001-06-21 | 溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚板 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2001187798A JP2003003242A (ja) | 2001-06-21 | 2001-06-21 | 溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚板 |
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| JP2001187798A Withdrawn JP2003003242A (ja) | 2001-06-21 | 2001-06-21 | 溶接継手靭性の優れたフェライト系ステンレス鋼厚板 |
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|---|---|
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015064077A1 (ja) | 2013-10-31 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト－マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 |
| KR20160078452A (ko) | 2013-10-31 | 2016-07-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 페라이트-마르텐사이트 2상 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
-
2001
- 2001-06-21 JP JP2001187798A patent/JP2003003242A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015064077A1 (ja) | 2013-10-31 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト－マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 |
| KR20160078452A (ko) | 2013-10-31 | 2016-07-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 페라이트-마르텐사이트 2상 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
| US10745774B2 (en) | 2013-10-31 | 2020-08-18 | Jfe Steel Corporation | Ferrite-martensite dual-phase stainless steel and method of manufacturing the same |
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