JP2008285718A - 溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、0.003%≦C≦0.010%、0.20%≦Si≦0.50%、Mn≦0.2%、P≦0.04%、S≦0.005%、0.02%≦Al≦0.15%、N≦0.010%、21.0%≦Cr≦25.0%、0.5%≦Mo≦1.3%、Ni≦0.5%、0.25%≦Nb≦0.5%を含み、かつ15≦Nb/(C+N)≦35であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、大きさが70nm以下のNbCまたはNb(CN)が存在していることを特徴とする溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板。
【選択図】なし
Description
0.003%≦C≦0.010%
Cは、Crと結合して固溶Cr量を減じて耐食性を劣化させるため、本発明ではNbCとして析出させるが、このNbCによって溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化が防止され、継手強度が高くなる。C量が0.003%を下回ると、十分な量のNbCが析出しないため、熱影響部の結晶粒粗大化を防止できない。一方、C量が0.010%を超えると、Cr炭化物が析出して耐食性に必要な固溶Cr量が少なくなるとともに、NbCが大きくなり熱影響部の結晶粒粗大化を防止できなくなる。このため、C量は0.003%以上0.010%以下とする。
Siは、脱酸剤として必要な元素であるとともに、溶接部の耐食性の向上に有効な元素でもある。特に、溶接時の熱影響部で酸化されて緻密な皮膜を形成し、母材の耐食性の劣化を防止する。そのためには、Si量を0.02%以上とする必要がある。一方、Siは、固溶強化元素であり、その量が0.50%を超えると、鋼が硬質低延性化する。したがって、Si量は0.02%以上、好ましくは0.35%以上0.50%以下とする。
Mn量が0.2%を超えると、Sと結合しMnSを形成し、溶接継手の破壊の起点となる。このため、Mn量は0.2%以下とする。
P量が0.04%を超えると、鋼を顕著に固溶強化するとともに、粒界に偏析して脆性破壊を助長する。このため、P量は0.04%以下とする。
Sは、MnSとしてフェライト粒界に析出し、耐食性を劣化させるだけでなく溶接継手の破壊の起点となる。このため、S量は0.005%以下とする。
Alは、脱酸剤であり、鋼の清浄度を向上させるためには積極添加が望まれる。また、Siと同様に、溶接時の熱影響部で酸化されて緻密な皮膜を形成し、母材の耐食性の劣化を防止する。こうした効果を得るためには、Al量は0.02%以上とする必要がある。一方、Al量が0.15%を超えると、結晶粒の粗大化を容易にするとともに、熱影響部の脆性破壊を招く。したがって、Al量は0.02%以上0.15%以下、好ましくは0.05%以上0.11%以下とする。
Nは、Cと同様に、Crと結合して固溶Cr量を減じて耐食性を劣化させるため、本発明ではNb(CN)あるいはTiNとして析出させるが、このNb(CN)によってスポット溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化が防止され、継手強度が高くなる。しかし、N量が0.010%を超えると、Nb(CN)が大きくなり、あるいはTiNが析出している場合は、TiNの周りにNbCが複合析出してNbCが大きくなって、熱影響部の結晶粒粗大化を防止できなくなる。このため、N量は0.010%以下とする。
Crは、ステンレス鋼表面に不動態被膜を形成し、耐食性を向上させる元素である。通常のフェライト系ステンレス鋼板は、SUS430に代表されるように、18%程度のCrを含有している。温水器缶体製造におけるTIG溶接などではガスシールドが十分でなく、ビード部などにCrを含むテンパーカラーと呼ばれる酸化皮膜が生成して、母材のCr濃度を低下させ、溶接部の耐食性を劣化させる。特に、1000℃以上で生成する酸化皮膜にはCrが選択的に多量に含まれ、温水中での溶接部の耐食性を極端に劣化させてしまう。そこで、本発明者等がこうした耐食性の極端な劣化を起こすCr量について検討したところ、Cr量が21.0%未満ではMoやその他の元素を添加しても、温水中での耐食性は不安定となり、すきま部などでは孔食の原因となることが明らかになった。一方、Cr量が25.0%を超えると、加工性が顕著に低下する。このため、Cr量は21.0%以上25.0%以下、好ましくは22.0%以上24.0%以下とする。
Mo量を0.5%以上にすると、耐食性が顕著に向上するが、1.3%を超えると、本発明のCr含有量の範囲では靭性が顕著に低下する。このため、Mo量は0.5%以上1.3%以下、好ましくは0.8%以上1.2%以下とする。
Niは、耐食性を向上させる元素であるが、その量が0.5%を超えると、鋼を硬質低延性化させる。このため、Ni量は0.5%以下とする。
Nbは、単独で添加された場合には主にNb(CN)を、Tiとともに添加された場合には主にNbCを形成する。Nb量が0.25%を下回ると、形成されるNb(CN)やNbCの量が少なくなり、粗大なFe炭化物やCr炭化物が析出しやすくなって、溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化が起こりやすくなる。一方、Nb量が0.5%を超えると、より高い温度でNb(CN)やNbCの析出が起こり、大きなNb(CN)やNbCが形成されやすくなり、熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できなくなる。このため、Nb量は0.25%以上0.5%以下とする。
上述したように、Nbが単独で添加された場合には主にNb(CN)が形成されるが、Nb量がC+N量の15倍を下回ると、Nb(CN)の析出が不十分となり、Cr炭化物、Cr窒化物、Cr炭窒化物が析出し、耐食性が劣化する。一方、Nb量がC+N量の35倍を超えると、より高い温度でNb(CN)の析出が起こり、大きなNb(CN)が形成されやすくなり、溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できなくなる。このため、Nb/(C+N)は15以上35以下とする。
NbとともにTiを添加しても、Nb単独の場合と同様な効果を得ることができる。この場合、Tiは高温でTiNを形成するため、溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化はNbCによって抑制される。このような効果を得るためには、Ti量は0.005%以上にする必要があるが、Ti量が0.02%以上になると、粗大になりやすい(Nb,Ti)(CN)が析出するようになり、熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できなくなる。このため、Ti量は0.005%以上0.02%未満とする。
Cuは、本発明鋼のようなC量が0.01%以下と少なく、Cr量が20%以上のフェライト系ステンレス鋼に対し、耐食性を向上させる働きがある。そのためには、Cu量を0.3%以上とする必要があるが、0.6%を超えると、CuSが粒界に析出して溶接継手の破壊の起点となる。このため、Cu量は0.3%以上0.6%以下とする。
上述したように、NbCまたはNb(CN)が大きくなると、溶接継手の熱影響部の結晶粒粗大化を抑制できなくなる。熱影響部の結晶粒粗大化を効果的に抑制するには、NbCまたはNb(CN)の大きさを70nm以下とする必要がある。
上述したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを1200℃以下の温度に加熱後、950℃以下の仕上温度で熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を500℃以下の巻取温度で巻取り、1030℃以下の温度で100秒以下の時間熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延して冷延板とし、前記冷延板を850℃以上の温度で再結晶焼鈍を行うことにより製造できる。
鋼スラブの加熱温度が1200℃を上回ると、スラブの結晶粒が粗大化し、フェラト単相域で熱間圧延されるフェライト系ステンレス鋼では、圧延中の再結晶が起こりにくくなる。このため、冷間圧延、再結晶焼鈍後の結晶粒も粗大になり、溶接継手強度を十分に高めることができない。したがって、鋼スラブの加熱温度は1200℃以下とする。
熱間圧延の仕上温度が950℃を上回ると、熱間圧延後に形成されるフェライト粒が粗大化しやすくなり、冷間圧延、再結晶焼鈍後の結晶粒も粗大になり、溶接継手強度を十分に高めることができない。したがって、熱間圧延の仕上温度は950℃以下とする。なお、仕上温度が低すぎると変形抵抗が大きくなり、圧延の負荷がかかるだけでなく、表面に圧延傷などが発生し、表面性状が悪化するため、熱間圧延の仕上温度は800℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延後の巻取温度が500℃を上回ると、巻取り時にNbCまたはNb(CN)が析出し、冷間圧延、再結晶焼鈍後に微細なNbCまたはNb(CN)を得ることが困難となる。このため、巻取温度は500℃以下とする。なお、良好な形状の熱延板を得るために、巻取温度は350℃以上とすることが好ましい。
巻取り後の熱延板を焼鈍して、大きさが70nm以下の微細なNbCまたはNb(CN)を析出させ、それを冷間圧延、再結晶焼鈍後まで維持することにより、溶接継手強度を高めることができる。このとき、熱延板焼鈍の温度が1030℃を超えると、大きさが70nmを超える大きなNbCまたはNb(CN)が析出し、溶接継手強度を十分に高めることができない。また、焼鈍温度で100秒を超える時間保持すると、同様に、大きなNbCまたはNb(CN)が析出し、溶接継手強度を十分に高めることができない。このため、熱延板焼鈍は1030℃以下の温度で100秒以下の時間で行う。
熱延板焼鈍後の熱延板は、通常のステンレス鋼に対する酸洗によりスケールを除去した後、冷間圧延により冷延板とし、再結晶焼鈍を行う。このとき、再結晶焼鈍の温度が850℃未満だと、圧延方向に展伸した冷間圧延組織が残留しやすくなり、溶接継手強度が低下したり、再結晶が不十分なため、伸びが極端に低下する。このため、再結晶焼鈍は850℃以上で行う。なお、NbCまたはNb(CN)の粗大化防止の観点から、再結晶焼鈍は1000℃以下で行うことが好ましい。再結晶焼鈍後は、通常のステンレス鋼板と同様、酸洗が施される。さらに、降伏点伸びを消失させるために、再結晶焼鈍後に伸長率0.5%以上1.5%以下のスキンパス圧延を行うことが好ましい。
Claims (3)
- 質量%で、0.003%≦C≦0.010%、0.20%≦Si≦0.50%、Mn≦0.2%、P≦0.04%、S≦0.005%、0.02%≦Al≦0.15%、N≦0.010%、21.0%≦Cr≦25.0%、0.5%≦Mo≦1.3%、Ni≦0.5%、0.25%≦Nb≦0.5%を含み、かつ15≦Nb/(C+N)≦35であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、大きさが70nm以下のNbCまたはNb(CN)が存在していることを特徴とする溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板。
- さらに、質量%で、0.005%≦Ti<0.02%および0.3%≦Cu≦0.6%のうちから選ばれた少なくとも1種の元素を含む成分組成を有することを特徴とする請求項1に記載の溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板。
- 請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼スラブを1200℃以下の温度に加熱後、950℃以下の仕上温度で熱間圧延して熱延板とし、前記熱延板を500℃以下の巻取温度で巻取り、1030℃以下の温度で100秒以下の時間熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延して冷延板とし、前記冷延板を850℃以上の温度で再結晶焼鈍を行うことを特徴とする溶接継手強度が高い温水器用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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