JP2009280850A

JP2009280850A - 溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板および溶接構造物

Info

Publication number: JP2009280850A
Application number: JP2008132795A
Authority: JP
Inventors: Kenichi Fujita; 健一藤田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-05-21
Filing date: 2008-05-21
Publication date: 2009-12-03

Abstract

【課題】石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適な、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその鋼板を用いた溶接構造物を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．０３％を含有し、さらに、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧３、Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）≦１１を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板および溶接構造物に係り、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適なステンレス鋼板およびその鋼板を用いた溶接構造物に関するものである。

石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料には、ステンレス鋼が使用されている。このようなレールワゴンのボディ用途材料は、採掘された石炭が硫黄分を多く含んでいるため、耐硫酸腐食性能、とくに溶接部の耐粒界腐食性が求められる。

腐食性不純物を多く含む過酷な腐食環境下で使用される材料としては、例えば、特許文献１に記載されたマルテンサイト系ステンレス鋼が知られている。また、特許文献２にも耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
特開平１１−３１０８５５号公報特開２０００−２６９４１号公報

しかしながら、上述の特許文献１に記載のステンレス鋼は油井管などの油井用であり、特許文献２に記載のステンレス鋼は二輪車等のディスクブレーキ用であり、いずれも溶接部とくに溶接熱影響部の耐食性に関してはなんら考慮されていないため、溶接構造物用途に適用した場合には、十分な溶接部耐食性が得られないという問題点があった。

そこで、本発明は、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適な、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその鋼板を用いた溶接構造物を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究したところ、所定成分のステンレス鋼板において、化学組成とくにＭｎ、Ｔｉの含有量と、各元素のバランスを適正範囲に調整すれば、粒界近傍のＣｒ欠乏に起因した粒界腐食を抑制できること、および溶接熱影響部をマルテンサイトを主体とした組織にできることを知見した。本発明はかかる知見に基づいて完成したものである。

すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．０３％を含有し、さらに
Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧３
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）≦１１
を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板である。ただし、上記の不等式中のＴｉ、Ｃ、Ｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎは、それぞれの各元素の含有量（質量％）である。

また、本発明は、上記発明に記載の溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を溶接して構成したことを特徴とする溶接構造物である。

本発明によれば、例えば石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料として好適な、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板およびその鋼板を用いた溶接構造物を得ることができる。

本発明の鋼組成を、上記範囲に限定した理由について以下に説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、石炭や鉄鉱石を運ぶ貨車（レールワゴン）のボディ用途材料等の構造用ステンレス鋼板として必要な強度を得るためには、０．０１％以上の含有を必要とすることから、Ｃ含有量は０．０１％以上に限定する。

一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、Ｃｒ炭化物あるいはＣｒ炭窒化物が多量に析出して、耐食性とくに溶接熱影響部の耐食性を劣化させる。さらに溶接熱影響部が著しく硬化し、靭性をも劣化せさる。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以下に限定する。より優れた溶接部耐食性、とくに溶接熱影響部の耐粒界腐食性を得るためには、Ｃ含有量は０．０２５％以下とすることが望ましい。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、必ずしも添加する必要はないが、通常、製鋼過程で脱酸剤として用いられる元素であり、この目的で添加することができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると靭性が著しく低下するので、その含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、脱酸剤及び構造用ステンレス鋼板として必要な強度を確保するための強化元素として有用な元素であり、さらに高温におけるオーステナイト安定化元素でもある。本発明においては、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで重要な元素であり、このような作用を発揮させるために、その含有量は１．０％以上に限定する。好ましくは１．５％以上である。

一方、２．０％を超えて含有させても、その効果は飽和するばかりか、過剰の添加は靭性を低下させ、また製造工程での脱スケール性を悪くし、表面性状に悪影響を及ぼし、さらに合金コストも増大するので、２．０％以下に限定する。

Ｃｒ：１０〜１５％
Ｃｒは、不動態皮膜を形成し、耐食性、とくに溶接熱影響部の耐食性を確保するうえで必須の元素であり、その効果を得るためには１０％以上の含有が必要となる。

一方、Ｃｒを１５％を超えて過剰に含有させると、コストを上昇させるばかりでなく、高温でオーステナイト相を確保することが困難となり、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御することが困難となる。

その結果、溶接熱影響部での耐粒界腐食性の低下を招く恐れがある。したがって、Ｃｒ含有量は、１１〜１５％に限定する。好ましくは、１０．５〜１２．５％である。

Ｎｉ：０．３〜１．０％
Ｎｉは、強度と靭性を確保する目的で０．３％以上含有させる。一方、Ｎｉは高価な元素であり、経済性の観点から、その上限を１．０％とする。ＮｉはＭｎと同様に、高温におけるオーステナイト安定化元素であり、溶接熱影響部のミクロ組織を所望の体積率を有するマルテンサイト組織に制御するうえで有用であるが、本発明では、その効果がＭｎの添加により十分に得られるので、上記の理由から、その含有量を０．３〜１．０％に限定する。

Ｔｉ：０．１〜０．５％
Ｔｉは、本発明において優れた溶接部耐食性を得るために重要な元素であり、とくに溶接熱影響部の耐粒界腐食性を向上させるために必須の元素である。Ｔｉは鋼中のＣ、ＮをＴｉの炭化物、窒化物あるいは炭窒化物（以後、炭化物、窒化物、炭窒化物の３種を総称して、炭窒化物等と記す）として析出固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有する。

とくに、溶接時の溶接熱影響部にＣｒの炭窒化物等が析出することによる粒界近傍のＣｒ欠乏を抑制し、耐粒界腐食性を向上させる効果を有している。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量を０．１％以上とする必要がある。

一方、０．５％を超えて多量に含有させても、その効果は飽和するばかりか、鋼中に多量のＴｉの炭窒化物等が析出し、靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．１〜０．５％に限定する。好ましくは０．３％以下である。

Ｎ：０．０１〜０．０３％
Ｎは、Ｃと同様に、構造用ステンレス鋼板として必要な強度を得るための強化元素として有用な元素であることから、その含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．０３％を超えると、Ｃｒ炭窒化物あるいはＣｒ窒化物が多量に析出して、耐食性とくに溶接熱影響部の耐食性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．０３％以下に限定する。好ましくは０．０２％以下である。

Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧３
前述のように、Ｔｉは鋼中のＣ、ＮをＴｉの炭窒化物等として析出固定し、Ｃｒの炭窒化物等の生成を抑制する効果を有するが、このような効果を確実に発揮させるためには、Ｔｉ含有量をＣ、Ｎの含有量との関係で調整することが重要となる。このため、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧３に限定する。好ましくは、Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧４である。

Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）≦１１
Ｆ値は溶接時の溶接熱影響部のミクロ組織を推定するパラメータであり、より詳しくはマルテンサイト組織の体積率（フェライト組織の残存率）を推定するパラメータである。

溶接熱影響部のように高温にさらされた部位では、その一部がオーステナイト（さらに一部はδフェライト）に変態し、この相が冷却過程でマルテンサイトに変態する。この割合は、フェライト安定化元素（フェライト生成元素）とオーステナイト安定化元素（オーステナイト生成元素）の量的バランスの影響を受ける。

上記のＦ値の式中の係数が正の元素（Ｃｒ，Ｓｉ，Ｔｉ）はフェライト安定化元素であり、係数が負の元素（Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃ，Ｎ）はオーステナイト安定化元素である。

すなわち、Ｆ値が大きいほどフェライト組織が残存しやすく（フェライト組織の体積率が大きい、すなわちマルテンサイト組織の体積率が小さい）、小さいほどフェライト組織が残存しにくい（フェライト組織の体積率が小さい、すなわち、マルテンサイト組織の体積率が大きい）ことになる。

図１は、Ｆ値と溶接熱影響部のマルテンサイト組織体積率（％）の関係を示したものである。Ｃｒ：１１〜１２％、Ｔｉ：０．１〜０．５％含有し、鋼組成を変化させＦ値を９．２〜１３．５の範囲で７種に調整した鋼板をＴ形試験体に組み立て、両側一層すみ肉溶接（ガスメタルアーク溶接、シールドガス：９８％Ａｒ−２％Ｏ_２、流量：２０Ｌ／ｍｉｎ）し、溶接熱影響部のミクロ組織を観察し、マルテンサイト体積率を求めた。

さらに、後述する実施例に記載の方法によって、硫酸−硫酸銅腐食試験を行い、溶接熱影響部近傍の腐食状況を観察した。

図１から、Ｆ値が１１以下になると溶接熱影響部のマルテンサイト体積率が４０％以上になることがわかる。

さらに、腐食状況を観察した結果、Ｆ値が１１（マルテンサイト体積率：４０％）のサンプルには、溶接熱影響部にごく軽度な腐食が観察されたが実用上は全く問題ないレベルのものであり、Ｆ値が１０．５以下（マルテンサイト体積率：６０％以上）のサンプルについては、腐食は全く観察されなかった。

一方、Ｆ値が１１超（マルテンサイト体積率：４０％未満）の３種のサンプルに関しては、ビード幅方向端部の溶接熱影響部に粗大粒が観察され、この熱影響粗粒部に、深い孔食または粒界腐食が観察された。

これらの結果より、本発明においては、溶接熱影響部の耐食性の向上を図るために、上記のＦ値を１１以下に限定する。好ましくは、Ｆ値：１０．５以下であり、さらに好ましくは１０以下である。

本発明のステンレス鋼板は、上記した成分の他は、残部Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、脱酸剤として添加される０．２％以下のＡｌ，熱間加工性改善のために添加される０．０１％以下のＣａ等は、本発明の効果を損なうものではなく、これらの含有は許容される。

また、不可避的不純物としては、０．０４％以下のＰ、０．０３％以下のＳ，０．０１％以下のＯ等を例示することができる。なお、本発明のステンレス鋼板が優れた溶接部耐食性、とくに溶接熱影響部の優れた耐粒界腐食性を有する理由は、以下のように考えられる。

溶接熱影響部にＣｒの炭窒化物が析出し、粒界近傍にＣｒ欠乏が起こると耐食性が劣化するが、本発明のステンレス鋼板は、Ｆ値を適正値となるように調整したことにより、溶接熱影響部のミクロ組織がマルテンサイト主体の組織になり、粗大粒が生成し難くなる。

その結果、オーステナイト母相に固溶した大半のＣは、冷却過程で変態したマルテンサイトにそのまま固溶し、Ｃｒの炭化物、炭窒化物の析出が防止される。

さらに一部の残存したフェライト組織中においても、Ｃ，Ｎ量との関係で適正化された量のＴｉが添加されているため、Ｃ、ＮはＴｉの炭窒化物等になって析出し、Ｃｒの炭窒化物の析出が抑制される。

そのため、粒界近傍でのＣｒ欠乏が防止され、優れた耐粒界腐食性が得られるものと考えられる。

次に本発明のステンレス鋼板の製造方法について説明する。本発明のステンレス鋼板の製造方法は、とくに限定されるものではなく、常法に従い製造することができる。

公知の方法である転炉、電気炉等で溶製し、必要に応じて２次精錬を行い、公知の連続鋳造法により鋼素材とすることができる。これら鋼素材（鋼片）を所定の温度（１１００〜１２５０℃程度）に加熱し、熱間圧延により所望の板厚（２〜６ｍｍ程度）に仕上げ、熱延板とする。

該熱延板を必要に応じて、焼鈍を施したのち、デスケーリング（ショットブラスト、酸洗等）し、本発明のステンレス鋼板とすることができる。

なお、本発明の構造用ステンレス鋼板を用いて、溶接により接合される溶接構造物を構築すれば、溶接部耐食性に優れた溶接構造物とすることができる。

表１に示す組成の鋼１〜３を溶製し、連続鋳造により２００ｍｍ厚のスラブとして、１１７０℃に加熱後、熱間圧延により板厚５ｍｍの熱延板とした。この時、熱延終了温度は９２０℃、巻取温度は６７０℃であった。

得られた熱延板を、６９０℃×１０時間、冷却速度が２０℃／ｈｒの焼鈍をした後、ショットブラスト、酸洗を行い、スケールを除去した。これらの鋼板から平板サンプルを切出し、下板と立て板からなるＴ形試験体を組立て、両側一層すみ肉溶接（ガスメタルアーク溶接、シールドガス：９８％Ａｒ−２％Ｏ_２、流量：２０Ｌ／ｍｉｎ）を行ない、すみ肉溶接試験片を各３個作製した。

これらのすみ肉溶接試験片のすみ肉溶接部から腐食試験片を採取し、硫酸−硫酸銅腐食試験（ＡＳＴＭＡ２６２ｐｒａｃｔｉｃｅＥおよびＡＳＴＭＡ７６３ｐｒａｃｔｉｃｅＺに準拠したＭｏｄｉｆｉｅｄＳｔｒａｕｓｓｔｅｓｔ、試験溶液はＣｕ／６％ＣｕＳＯ_４／０．５％Ｈ_２ＳＯ_４とし、この沸騰液中に端面を研磨した試験片を２０時間浸せき）を行い、溶接熱影響部近傍の腐食状況を観察するとともに、腐食生成物を研削により除去した後に、溶接熱影響部のミクロ組織を観察しマルテンサイト体積率を求めた。

比較例の鋼番号２及び鋼番号３に関しては、３個の腐食試験片の全てに、ビード幅方向端部の溶接熱影響部に粗大粒が観察され、この熱影響粗粒部に、深い孔食または粒界腐食が観察された。マルテンサイト組織の体積率は、鋼番号２は３５％、鋼番号３は８０％であった。

鋼番号２はＦ値が本発明の範囲外であり、マルテンサイト体積率が低いため、また、鋼番号３はＦ値は本発明の範囲内ではあるが、Ｔｉが添加されていないため、それぞれ溶接熱影響部の耐粒界腐食性が劣っていた。

これに対し、本発明例の鋼番号１は、３個の腐食試験片にいずれにも腐食は認められなかった。溶接熱影響部のミクロ組織は、マルテンサイトの体積率が９０％であり、粗大粒は認められなかった。すなわち、本発明例の鋼番号１は溶接熱影響部の耐粒界腐食性が優れていることが確認された。

Ｆ値と溶接熱影響部のマルテンサイト体積率の関係を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｎｉ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎ：０．０１〜０．０３％を含有し、さらに
Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ）≧３
Ｆ値＝Ｃｒ＋２×Ｓｉ＋４×Ｔｉ−２×Ｎｉ−Ｍｎ−３０×（Ｃ＋Ｎ）≦１１
を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板。
ただし、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎは、それぞれの各元素の含有量（質量％）である。
請求項１に記載の溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板を溶接して構成したことを特徴とする溶接構造物。