JP2015124420A - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
フェライト系ステンレス鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2015124420A JP2015124420A JP2013270606A JP2013270606A JP2015124420A JP 2015124420 A JP2015124420 A JP 2015124420A JP 2013270606 A JP2013270606 A JP 2013270606A JP 2013270606 A JP2013270606 A JP 2013270606A JP 2015124420 A JP2015124420 A JP 2015124420A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- content
- less
- stainless steel
- steel
- low temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Abstract
【課題】寒冷地において使用される製品の素材として好適なフェライト系ステンレス鋼であって、溶接して製品を製造したときに、溶接部に優れた耐食性と低温靭性を付与可能な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：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％未満、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．２０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％未満を含有するフェライト系ステンレス鋼において、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｖの含有量が特定の関係を満たすように調整する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％でＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％未満、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．２０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％未満を含有するフェライト系ステンレス鋼において、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｖの含有量が特定の関係を満たすように調整する。
【選択図】なし
Description
本発明は、溶接部に優れた耐食性および低温靭性を付与できるフェライト系ステンレス鋼に関する。特に本発明は、寒冷地において使用される温水器缶体に好適である。
電気温水器の貯湯用缶体（以下、本明細書において「温水器缶体」という場合がある。）には、高温の水道水に長時間浸漬した状態であっても腐食が発生しない高い耐食性が求められる。高耐食性材料といえばステンレス鋼が挙げられる。しかし、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼を用いて製造してなる温水器缶体は、使用時に、応力腐食割れが発生する場合がある。このため、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼は温水器缶体用の素材に適さない。そこで、温水器缶体の素材として、応力腐食割れの感受性が小さい、高耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼が従来から使用されてきた。
温水器缶体はその両端が丸みを帯びた縦長の円筒形をしている。一般的な温水器缶体は、鏡と呼ばれるお椀状の鋼部材と胴板と呼ばれる円筒状の鋼部材をＴＩＧ溶接して作製される。このＴＩＧ溶接による方法で、フェライト系ステンレス鋼を加工してなる鋼部材を用いて温水器缶体を製造すると、温水器缶体のＴＩＧ溶接部で結晶粒が粗大化するため、母材と比較して低温靭性が低下する。
また、給排水用のパイプと温水器缶体をつなぐジョイント（ＳＵＳ３１６Ｌ）もＴＩＧ溶接によって缶体に接合される。フェライト系ステンレス鋼とＳＵＳ３１６Ｌとの溶接において、溶接部に生成するＣｒ炭窒化物は、粒界腐食を生じさせて耐食性を低下させる。この粒界腐食の腐食部分は切り欠き形状となるため、粒界腐食の先端に応力集中し、溶接部の低温靭性はより一層低下する。そのため、寒冷地においては溶接部の耐食性および靭性が不足し、溶接部において割れが発生する場合がある。
上記溶接部の靭性を改善する方法として、たとえば、特許文献１には、溶接熱影響部の靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼が開示されている。上記特許文献１の鋼は溶接熱影響部の靭性をＮｂとＶの添加により改善したものであり、特許文献１では、温水器缶体で問題となる溶接ワイヤを用いない溶接の溶接部の靭性については言及されていない。
特許文献２には、溶接部に優れた靭性を付与することができる溶融溶接用フェライト系ステンレス鋼が開示されている。この鋼は溶接ビードに７％以上のマルテンサイト相を生成することで溶接部の靭性を確保している。しかし、溶接ビードにおいて、マルテンサイト相が形成されてフェライト相との２相組織となるとマクロセルが形成されて溶接部の耐食性が低下する。このため、特許文献２に記載の鋼は腐食環境の厳しい温水器缶体には適用できない。
特許文献３には、溶接部に優れた加工性並びに靭性を付与できる高耐食性低強度ステンレス鋼とその鋼を用いて製造してなる溶接継手が開示されている。この鋼はＣｒの含有量が低いため耐食性が不十分である。また、特許文献３には、鋼とＳＵＳ３１６Ｌとの溶接による鋭敏化についてはなんら言及されておらず、特許文献３に記載の鋼は、温水器缶体の素材に用いるには不適当である。
従来技術の抱える上記のような問題点に鑑み、本発明は、寒冷地において溶接して使用される製品の素材として好適なフェライト系ステンレス鋼であって、溶接して製品を製造したときに、溶接部に優れた耐食性と低温靭性を付与可能なフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決するために、種々のフェライト系ステンレス鋼について突合せＴＩＧ溶接を行い、溶接部の耐食性および低温靭性を調査し、以下の結果を得た。
溶接部のシャルピー試験片の破面を詳細に調査したところ、破壊起点および破面にＴｉＮおよびＡｌ２Ｏ３の粗大な介在物が存在していることを確認した。Ｃｏの添加によりこれらの介在物の凝集が抑制され、低温靭性が向上した。
Ｓｉ、Ａｌの含有量の抑制により、溶接金属での結晶粒の粗大化が抑制され、溶接金属での板厚方向の結晶粒径が減少し、低温靭性が向上した。
Ｔｉの添加により溶接ビードの結晶粒が微細化し溶接部の低温靭性が向上したが、Ｔｉを過剰に含有すると逆に低温靭性が低下した。
溶接部の粒界腐食の抑制については、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量が合計で一定値以上となることで抑制効果が確認された。
以上の結果に基づき、本発明は構成される。すなわち本発明は下記の構成を要旨とするものである。
［１］質量％でＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％、Ｎｉ：０．０１％〜０．３０％未満、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．２０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％未満を含有し、下記式（１）〜（４）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５ （１）
Ｔｉ×Ｎ≦０．００５ （２）
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５ （３）
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０ （４）
式（１）〜（４）における元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５ （１）
Ｔｉ×Ｎ≦０．００５ （２）
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５ （３）
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０ （４）
式（１）〜（４）における元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
［２］Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、溶接により製造された製品の溶接部に優れた耐食性および低温靭性を付与することができる。すなわち、本発明のフェライト系ステンレス鋼を用いて溶接により製造した製品の溶接部は、耐食性および低温靭性に優れるため、寒冷地においても溶接部の割れが発生しにくい。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、質量％でＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％、Ｎｉ：０．０１％〜０．３０％未満、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．２０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％未満を含有し、特定の式（１）〜（４）を満足するようにＡｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｏ、ＮｂおよびＶの含有量が調整されており、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする。先ず、各成分の含有量について説明する。なお、各成分の含有量の説明において「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００１〜０．０２０％
Ｃは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｃの含有量が多いと鋼の強度が向上する。十分な強度を有する鋼を得るためには、Ｃの含有量を０．００１％以上にする必要がある。しかし、Ｃの含有量が多過ぎると、溶接部においてＣｒと反応してなるＣｒ炭化物を析出して局所的なＣｒ欠乏による耐食性の低下を起こす場合がある。また、Ｃの含有量が多過ぎると、Ｃは粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）などの介在物を形成して溶接部の低温靭性を低下させる場合がある。そこで、Ｃの含有量は０．０２０％以下が適当である。上記の通り、Ｃの含有量は０．００１〜０．０２０％とした。より好ましくは、０．００２〜０．０１５％である。
Ｃは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｃの含有量が多いと鋼の強度が向上する。十分な強度を有する鋼を得るためには、Ｃの含有量を０．００１％以上にする必要がある。しかし、Ｃの含有量が多過ぎると、溶接部においてＣｒと反応してなるＣｒ炭化物を析出して局所的なＣｒ欠乏による耐食性の低下を起こす場合がある。また、Ｃの含有量が多過ぎると、Ｃは粗大なＮｂ（Ｃ、Ｎ）などの介在物を形成して溶接部の低温靭性を低下させる場合がある。そこで、Ｃの含有量は０．０２０％以下が適当である。上記の通り、Ｃの含有量は０．００１〜０．０２０％とした。より好ましくは、０．００２〜０．０１５％である。
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。また、Ｓｉは溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮して酸化皮膜の保護性を向上させ、テンパーカラーが形成された状態での溶接部の耐食性を良好なものとする元素である。これらの効果はＳｉの含有量を０．０３％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉはフェライト粒径を粗大化させる元素であり、Ｓｉを過剰に含有すると、溶接による溶融部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の低温靭性が低下する。Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、溶接部の低温靭性の低下が顕著となる。よって、Ｓｉの含有量は０．０３％〜０．３０％とした。より好ましくは、０．０５％〜０．２０％である。
Ｓｉは脱酸に有用な元素である。また、Ｓｉは溶接によって形成されるテンパーカラーに濃縮して酸化皮膜の保護性を向上させ、テンパーカラーが形成された状態での溶接部の耐食性を良好なものとする元素である。これらの効果はＳｉの含有量を０．０３％以上にすることで得られる。しかし、Ｓｉはフェライト粒径を粗大化させる元素であり、Ｓｉを過剰に含有すると、溶接による溶融部の結晶粒径が粗大化し、溶接部の低温靭性が低下する。Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、溶接部の低温靭性の低下が顕著となる。よって、Ｓｉの含有量は０．０３％〜０．３０％とした。より好ましくは、０．０５％〜０．２０％である。
Ｍｎ：０．０５〜０．３０％
Ｍｎは鋼の強度を高める効果がある。その効果はＭｎの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎの含有量が過剰になると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、鋼の耐食性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は０．３０％以下が適当である。よって、Ｍｎの含有量は０．０５〜０．３０％とした。より好ましくは、０．０８％〜０．２５％である。
Ｍｎは鋼の強度を高める効果がある。その効果はＭｎの含有量を０．０５％以上にすることで得られる。しかし、Ｍｎの含有量が過剰になると、腐食の起点となるＭｎＳの析出が促進され、鋼の耐食性が低下する。このため、Ｍｎの含有量は０．３０％以下が適当である。よって、Ｍｎの含有量は０．０５〜０．３０％とした。より好ましくは、０．０８％〜０．２５％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｐを過剰に含有すると溶接性が低下するとともに、粒界に偏析したＰがカソード反応を促進し粒界腐食を生じやすくさせる。本発明においてＰの含有量は少ないほうが好ましく０％でもよい。そこで、本発明ではＰの含有量は０．０５％以下とした。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｐを過剰に含有すると溶接性が低下するとともに、粒界に偏析したＰがカソード反応を促進し粒界腐食を生じやすくさせる。本発明においてＰの含有量は少ないほうが好ましく０％でもよい。そこで、本発明ではＰの含有量は０．０５％以下とした。より好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｓの含有量が０．０１％を超えるとＣａＳやＭｎＳなどの水溶性硫化物の形成が促進され、鋼の耐食性が低下する。本発明においてＳの含有量は少ないほうが好ましく０％でもよい。よって、Ｓの含有量は０．０１％以下とした。
Ｓは鋼に不可避的に含まれる元素である。Ｓの含有量が０．０１％を超えるとＣａＳやＭｎＳなどの水溶性硫化物の形成が促進され、鋼の耐食性が低下する。本発明においてＳの含有量は少ないほうが好ましく０％でもよい。よって、Ｓの含有量は０．０１％以下とした。
Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。Ｃｒの含有量が２２．０％以下では溶接による酸化で表層のＣｒが減少するため、溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。ここで、表層とは表面から深さ方向に１〜５μｍの領域を指す。一方で、Ｃｒを過剰に含有すると、鋼の加工性、製造性が低下する。このため、Ｃｒの含有量は２８．０％以下が適当である。よって、本発明では、Ｃｒの含有量は２２．０％超〜２８．０％とした。より好ましくは、２２．２〜２６．０％である。
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために最も重要な元素である。Ｃｒの含有量が２２．０％以下では溶接による酸化で表層のＣｒが減少するため、溶接ビードやその周辺において十分な耐食性が得られない。ここで、表層とは表面から深さ方向に１〜５μｍの領域を指す。一方で、Ｃｒを過剰に含有すると、鋼の加工性、製造性が低下する。このため、Ｃｒの含有量は２８．０％以下が適当である。よって、本発明では、Ｃｒの含有量は２２．０％超〜２８．０％とした。より好ましくは、２２．２〜２６．０％である。
Ｎｉ：０．０１％〜０．３０％未満
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。Ｎｉは、不動態皮膜が形成できず活性溶解が起こる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。その効果はＮｉの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉの含有量が０．３０％以上になると、鋼の加工性が低下する。また、Ｎｉの含有量が多くなると、Ｎｉは高価な元素であるため製造コストが増大する。よって、Ｎｉの含有量は０．０１〜０．３０％未満とした。より好ましくは、０．０３％〜０．２４％である。
Ｎｉはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。Ｎｉは、不動態皮膜が形成できず活性溶解が起こる腐食環境において腐食の進行を抑制する元素である。その効果はＮｉの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎｉの含有量が０．３０％以上になると、鋼の加工性が低下する。また、Ｎｉの含有量が多くなると、Ｎｉは高価な元素であるため製造コストが増大する。よって、Ｎｉの含有量は０．０１〜０．３０％未満とした。より好ましくは、０．０３％〜０．２４％である。
Ｍｏ：０．２〜３．０％
Ｍｏは不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。ＣｒとともにＭｏ含有することによってその効果はより顕著となる。Ｍｏによる耐食性向上効果は、Ｍｏの含有量を０．２％以上とすることで得られる。しかし、Ｍｏの含有量が３．０％を超えると鋼の強度が増加し過ぎ、圧延負荷が大きくなるため製造性が低下する。よって、Ｍｏの含有量は０．２〜３．０％とした。より好ましくは、０．６〜２．４％である。
Ｍｏは不動態皮膜の再不動態化を促進し、ステンレス鋼の耐食性を向上させる元素である。ＣｒとともにＭｏ含有することによってその効果はより顕著となる。Ｍｏによる耐食性向上効果は、Ｍｏの含有量を０．２％以上とすることで得られる。しかし、Ｍｏの含有量が３．０％を超えると鋼の強度が増加し過ぎ、圧延負荷が大きくなるため製造性が低下する。よって、Ｍｏの含有量は０．２〜３．０％とした。より好ましくは、０．６〜２．４％である。
Ａｌ：０．０１〜０．１５％
Ａｌは脱酸に有用な元素である。また、本発明では、ＡｌはＡｌＮを形成してＴｉＮの粗大化を抑制し、良好な低温靭性を溶接部に付与する元素である。この効果は、Ａｌの含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、ＡｌはＳｉとともにフェライト結晶粒径を粗大化する元素である。Ａｌの含有量が０．１５％を超えると溶接部のフェライト結晶粒径が増大し過ぎ、溶接部の低温靭性が低下する。さらに、鋼中のＯと結合して粗大なＡｌ２Ｏ３介在物を形成し、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１５％とした。より好ましくは、０．０３〜０．１２％である。
Ａｌは脱酸に有用な元素である。また、本発明では、ＡｌはＡｌＮを形成してＴｉＮの粗大化を抑制し、良好な低温靭性を溶接部に付与する元素である。この効果は、Ａｌの含有量が０．０１％以上で得られる。しかし、ＡｌはＳｉとともにフェライト結晶粒径を粗大化する元素である。Ａｌの含有量が０．１５％を超えると溶接部のフェライト結晶粒径が増大し過ぎ、溶接部の低温靭性が低下する。さらに、鋼中のＯと結合して粗大なＡｌ２Ｏ３介在物を形成し、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１５％とした。より好ましくは、０．０３〜０．１２％である。
Ｔｉ：０．２０~０．４０％
ＴｉはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。Ｔｉは溶接部において必要な耐食性を得るためにＮｂ、Ｖとともに重要な元素である。また、本発明を完成するにあたって、溶融部の凝固後に析出した比較的微細な針状のＴｉ（Ｃ、Ｎ）が結晶粒の粗大化を抑制し、溶接部の低温靭性を向上させる効果が見出された。その効果は、Ｔｉの含有量を０．２０％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉの含有量が０．４０％を超えると溶融部の凝固前に析出する粗大なＴｉＮが、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ｔｉの含有量は０．２０〜０．４０％とした。より好ましくは、０．２２〜０．３５％である。
ＴｉはＣ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制する元素である。Ｔｉは溶接部において必要な耐食性を得るためにＮｂ、Ｖとともに重要な元素である。また、本発明を完成するにあたって、溶融部の凝固後に析出した比較的微細な針状のＴｉ（Ｃ、Ｎ）が結晶粒の粗大化を抑制し、溶接部の低温靭性を向上させる効果が見出された。その効果は、Ｔｉの含有量を０．２０％以上にすることで得られる。しかし、Ｔｉの含有量が０．４０％を超えると溶融部の凝固前に析出する粗大なＴｉＮが、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ｔｉの含有量は０．２０〜０．４０％とした。より好ましくは、０．２２〜０．３５％である。
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。ＮｂはＴｉよりも低い温度でＣ、Ｎと結合し介在物を形成する。溶接後の冷却速度は高温側になるほど早いため、Ｔｉの析出温度域では、冷却速度が速すぎて固溶しているＣ、Ｎを余すことなく介在物として無害化することが難しい。そのため、Ｔｉのみの添加でＣｒ炭窒化物の析出による粒界腐食を完全に抑制するには、過剰量のＴｉを添加することが必要となる。過剰量のＴｉを添加すると、溶接部に粗大なＴｉＮが形成されて低温靭性が低下する。そこで、本発明ではＴｉの添加量を適正な範囲としたうえで、少量のＮｂを添加して溶接部のＣ、Ｎを、Ｔｉの析出温度域とＮｂの析出温度域の２つの温度域で効率的に無害化し、溶接部の耐食性と低温靭性を両立させている。その効果はＮｂの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、ＴｉＮに付着して析出するＮｂ炭窒化物が増加し、もともと粗大になりやすいＴｉＮをより粗大な析出物にして、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ｎｂの含有量は０．００１〜０．１０％とした。より好ましくは、０．０１〜０．０８％である。
Ｎｂは、Ｃ、Ｎと優先的に結合してＣｒ炭窒化物の析出による耐食性の低下を抑制し、溶接部の耐食性を向上させる元素である。ＮｂはＴｉよりも低い温度でＣ、Ｎと結合し介在物を形成する。溶接後の冷却速度は高温側になるほど早いため、Ｔｉの析出温度域では、冷却速度が速すぎて固溶しているＣ、Ｎを余すことなく介在物として無害化することが難しい。そのため、Ｔｉのみの添加でＣｒ炭窒化物の析出による粒界腐食を完全に抑制するには、過剰量のＴｉを添加することが必要となる。過剰量のＴｉを添加すると、溶接部に粗大なＴｉＮが形成されて低温靭性が低下する。そこで、本発明ではＴｉの添加量を適正な範囲としたうえで、少量のＮｂを添加して溶接部のＣ、Ｎを、Ｔｉの析出温度域とＮｂの析出温度域の２つの温度域で効率的に無害化し、溶接部の耐食性と低温靭性を両立させている。その効果はＮｂの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、ＴｉＮに付着して析出するＮｂ炭窒化物が増加し、もともと粗大になりやすいＴｉＮをより粗大な析出物にして、溶接部の低温靭性を低下させる。よって、Ｎｂの含有量は０．００１〜０．１０％とした。より好ましくは、０．０１〜０．０８％である。
Ｖ：０．０２〜０．２０％
Ｖは溶接部の低温靭性を向上させる重要な元素である。加えて、ＶがＮとＶＮを形成することで、Ｔｉと結合するＮ量を減少させ、粗大なＴｉＮの形成を抑制する。その効果は、Ｖの含有量が０．０２％以上で得られる。しかし、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、加工性が低下する。よって、Ｖの含有量は０．０２〜０．２０％以下とした。より好ましくは、０．０３〜０．１５％である。
Ｖは溶接部の低温靭性を向上させる重要な元素である。加えて、ＶがＮとＶＮを形成することで、Ｔｉと結合するＮ量を減少させ、粗大なＴｉＮの形成を抑制する。その効果は、Ｖの含有量が０．０２％以上で得られる。しかし、Ｖの含有量が０．２０％を超えると、加工性が低下する。よって、Ｖの含有量は０．０２〜０．２０％以下とした。より好ましくは、０．０３〜０．１５％である。
Ｃｏ：０．０１〜０．３％
ＣｏはＴｉＮなどの粗大な介在物の凝集を抑制し、溶接部の低温靭性を向上させる重要な元素である。その効果はＣｏの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。Ｃｏの含有量が０．３％を超えると製造性が低下する。よってＣｏの含有量は０．０１〜０．３％とした。より好ましくは０．０２〜０．１％である。
ＣｏはＴｉＮなどの粗大な介在物の凝集を抑制し、溶接部の低温靭性を向上させる重要な元素である。その効果はＣｏの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。Ｃｏの含有量が０．３％を超えると製造性が低下する。よってＣｏの含有量は０．０１〜０．３％とした。より好ましくは０．０２〜０．１％である。
Ｎ：０．００１〜０．０２０％
Ｎは、Ｃと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であり、固溶強化により鋼の強度を上昇させる効果がある。その効果はＮの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎを過剰に含有することで析出したＣｒ窒化物は、溶接部の耐食性を低下させる場合がある。また、過剰なＮの含有はＴｉＮの粗大化を促進し、溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｎの含有量は０．０２０％以下が適当である。よって、本発明では、Ｎの含有量は０．００１〜０．０２０％とした。より好ましくは、０．００２〜０．０１５％である。
Ｎは、Ｃと同様に鋼に不可避的に含まれる元素であり、固溶強化により鋼の強度を上昇させる効果がある。その効果はＮの含有量を０．００１％以上にすることで得られる。しかし、Ｎを過剰に含有することで析出したＣｒ窒化物は、溶接部の耐食性を低下させる場合がある。また、過剰なＮの含有はＴｉＮの粗大化を促進し、溶接部の低温靭性を低下させる。このため、Ｎの含有量は０．０２０％以下が適当である。よって、本発明では、Ｎの含有量は０．００１〜０．０２０％とした。より好ましくは、０．００２〜０．０１５％である。
Ｏ：０．００５０％未満
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素である。本発明では、Ｏは鋼中のＡｌと結合して粗大なＡｌ２Ｏ３介在物を形成し、溶接部の低温靭性を低下させる。その影響は、Ｏの含有量が０．００５０％以上で顕著となる。よって、Ｏの含有量は０．００５０％未満とした。より好ましくは０．００３０％未満である。
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素である。本発明では、Ｏは鋼中のＡｌと結合して粗大なＡｌ２Ｏ３介在物を形成し、溶接部の低温靭性を低下させる。その影響は、Ｏの含有量が０．００５０％以上で顕著となる。よって、Ｏの含有量は０．００５０％未満とした。より好ましくは０．００３０％未満である。
上記成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
以上の必須成分を含む本発明のフェライト系ステンレス鋼においては、下記式（１）〜（４）を満たすようにＡｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｏ、ＮｂおよびＶの含有量が調整されている。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５ （１）
Ｔｉ×Ｎ≦０．００５ （２）
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５ （３）
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０ （４）
式（１）〜（４）における元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５ （１）
Ｔｉ×Ｎ≦０．００５ （２）
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５ （３）
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０ （４）
式（１）〜（４）における元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５、Ｔｉ×Ｎ≦０．００５
種々のフェライト系ステンレス鋼について、溶接部のシャルピー試験を行い、低温靭性の優れたもの、劣ったものそれぞれについて、シャルピー試験片の破面を詳細に調査したところ、低温靭性の劣ったものでは破壊起点および破面にＴｉＮおよびＡｌ２Ｏ３の粗大な介在物が存在していることが明らかとなった。したがって、これらの介在物が溶接部の低温靭性を低下させる原因となっていると考えられた。ＴｉＮおよびＡｌ２Ｏ３はいずれも溶鋼の段階から析出を開始するため、粒径が数μｍとなる粗大な介在物となる。この粗大な介在物の析出を抑制するためには、それぞれＴｉとＮの濃度の積、ＡｌとＯの濃度の積を一定値以下として、溶鋼中での析出を極力抑制することが重要である。Ａｌ２Ｏ３についてはＡｌ×Ｏ≦０．０００５、ＴｉＮについてはＴｉ×Ｎ≦０．００５であったときに、粗大な介在物の個数が減少し、溶接部の低温靭性が大きく向上した。よって、Ａｌ×Ｏ≦０．０００５、ＴｉＮ≦０．００５とした。より好ましくは、Ａｌ×Ｏ≦０．０００３、Ｔｉ×Ｎ≦０．００３である。
種々のフェライト系ステンレス鋼について、溶接部のシャルピー試験を行い、低温靭性の優れたもの、劣ったものそれぞれについて、シャルピー試験片の破面を詳細に調査したところ、低温靭性の劣ったものでは破壊起点および破面にＴｉＮおよびＡｌ２Ｏ３の粗大な介在物が存在していることが明らかとなった。したがって、これらの介在物が溶接部の低温靭性を低下させる原因となっていると考えられた。ＴｉＮおよびＡｌ２Ｏ３はいずれも溶鋼の段階から析出を開始するため、粒径が数μｍとなる粗大な介在物となる。この粗大な介在物の析出を抑制するためには、それぞれＴｉとＮの濃度の積、ＡｌとＯの濃度の積を一定値以下として、溶鋼中での析出を極力抑制することが重要である。Ａｌ２Ｏ３についてはＡｌ×Ｏ≦０．０００５、ＴｉＮについてはＴｉ×Ｎ≦０．００５であったときに、粗大な介在物の個数が減少し、溶接部の低温靭性が大きく向上した。よって、Ａｌ×Ｏ≦０．０００５、ＴｉＮ≦０．００５とした。より好ましくは、Ａｌ×Ｏ≦０．０００３、Ｔｉ×Ｎ≦０．００３である。
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５
溶接部の低温靭性に劣る材料の破面について、より詳細に観察したところ、ＴｉＮの凝集した領域では、破面単位が相対的に増加する傾向が確認された。これは、粗大なＴｉＮが凝集してクラスターとなることで、一層亀裂の伝播が容易になるため破面単位が増加したと考えられる。したがって、ＴｉＮの凝集を抑制することで、低温靭性が向上すると考えられる。Ｃｏ添加により、ＴｉＮの凝集が解消される傾向が確認できたが、Ｔｉが多量に添加された鋼ではＣｏの添加量が少量ではＴｉＮの凝集の解消には効果が小さい傾向が見られた。そこで、Ｃｏ含有量とＴｉ含有量についてＴｉＮの凝集状態を調査したところ、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５であるときに、ＴｉＮの凝集が解消され、ＴｉＮのクラスターが減少した。よって、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５とした。より好ましくは、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０７である。
溶接部の低温靭性に劣る材料の破面について、より詳細に観察したところ、ＴｉＮの凝集した領域では、破面単位が相対的に増加する傾向が確認された。これは、粗大なＴｉＮが凝集してクラスターとなることで、一層亀裂の伝播が容易になるため破面単位が増加したと考えられる。したがって、ＴｉＮの凝集を抑制することで、低温靭性が向上すると考えられる。Ｃｏ添加により、ＴｉＮの凝集が解消される傾向が確認できたが、Ｔｉが多量に添加された鋼ではＣｏの添加量が少量ではＴｉＮの凝集の解消には効果が小さい傾向が見られた。そこで、Ｃｏ含有量とＴｉ含有量についてＴｉＮの凝集状態を調査したところ、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５であるときに、ＴｉＮの凝集が解消され、ＴｉＮのクラスターが減少した。よって、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５とした。より好ましくは、Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０７である。
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０
溶接部の低温靭性は、溶接部に粒界腐食が発生すると大きく低下する。これは粒界腐食部がちょうど切り欠き形状となって、応力集中を引き起こし、破壊を発生させやすくするためである。したがって、低温靭性の確保のためには、溶接部の粒界腐食は発生しないほうが好ましい。溶接部の粒界腐食の発生は、ＣｒとＣ、Ｎの結合によるＣｒ炭窒化物の析出が原因となる。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶはいずれもＣ、Ｎとの親和力がＣｒよりも強く、Ｃ、Ｎと結合してＣｒ炭窒化物の形成を抑制する元素である。これらの元素を添加することで溶接部の粒界腐食は抑制できる。一方でこれらの元素を過剰に添加すると、溶接部の低温靭性が低下する。したがって、それぞれの元素については低温靭性の要請から含有量の上限が決定されるが、溶接部の粒界腐食抑制のためにはＴｉ、Ｎｂ、Ｖを合計で一定量含有することが必要となる。調査の結果、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０で溶接部の粒界腐食が抑制される効果が得られた。よってＴｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０とした。より好ましくはＴｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３５である。
溶接部の低温靭性は、溶接部に粒界腐食が発生すると大きく低下する。これは粒界腐食部がちょうど切り欠き形状となって、応力集中を引き起こし、破壊を発生させやすくするためである。したがって、低温靭性の確保のためには、溶接部の粒界腐食は発生しないほうが好ましい。溶接部の粒界腐食の発生は、ＣｒとＣ、Ｎの結合によるＣｒ炭窒化物の析出が原因となる。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶはいずれもＣ、Ｎとの親和力がＣｒよりも強く、Ｃ、Ｎと結合してＣｒ炭窒化物の形成を抑制する元素である。これらの元素を添加することで溶接部の粒界腐食は抑制できる。一方でこれらの元素を過剰に添加すると、溶接部の低温靭性が低下する。したがって、それぞれの元素については低温靭性の要請から含有量の上限が決定されるが、溶接部の粒界腐食抑制のためにはＴｉ、Ｎｂ、Ｖを合計で一定量含有することが必要となる。調査の結果、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０で溶接部の粒界腐食が抑制される効果が得られた。よってＴｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０とした。より好ましくはＴｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３５である。
本発明のフェライト系ステンレス鋼では、上記の必須元素を含み、特定の必須元素については式（１）〜（４）を満たすようにその含有量を調整することで、目的とする特性が得られる。また、本発明のフェライト系ステンレス鋼には、所望の特性に応じて、任意成分として、以下の元素を含有させてもよい。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、その効果はＣｕの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、不動態維持電流を増加させて不動態皮膜を不安定とし、鋼の耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕの含有量は１．０％以下が好ましい。
Ｃｕはステンレス鋼の耐食性を向上させる元素であり、その効果はＣｕの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｃｕを過剰に含有すると、不動態維持電流を増加させて不動態皮膜を不安定とし、鋼の耐食性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕの含有量は１．０％以下が好ましい。
Ｚｒ：０．５％以下
ＺｒはＣ、Ｎと結合して、鋭敏化を抑制する効果がある。その効果はＺｒの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｚｒを過剰に含有すると、鋼の加工性が低下する。また、Ｚｒは非常に値段が高い元素であるため、Ｚｒの含有量が多くなるとコストの増大を招く。よって、Ｚｒの含有量は０．５％以下が好ましい。
ＺｒはＣ、Ｎと結合して、鋭敏化を抑制する効果がある。その効果はＺｒの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｚｒを過剰に含有すると、鋼の加工性が低下する。また、Ｚｒは非常に値段が高い元素であるため、Ｚｒの含有量が多くなるとコストの増大を招く。よって、Ｚｒの含有量は０．５％以下が好ましい。
Ｗ：１．０％以下
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。その効果はＷの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗを過剰に含有すると、鋼の強度が上昇し、製造性が低下する。よって、Ｗの含有量は１．０％以下が好ましい。
ＷはＭｏと同様に耐食性を向上させる効果がある。その効果はＷの含有量を０．０１％以上にすることで得られる。しかし、Ｗを過剰に含有すると、鋼の強度が上昇し、製造性が低下する。よって、Ｗの含有量は１．０％以下が好ましい。
ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、鋼の耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制し、溶接時に生成するテンパーカラー直下のＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。ＲＥＭの中でもＬａ、Ｃｅに特にその効果がある。Ｃｒ欠乏領域の形成を抑制する効果は、ＲＥＭの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、ＲＥＭを過剰に含有すると、酸洗性などの製造性が低下する。また、ＲＥＭは高価であるため、ＲＥＭの含有量が多くなるとコストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．１％以下が好ましい。
ＲＥＭは、鋼の耐酸化性を向上して、酸化スケールの形成を抑制し、溶接時に生成するテンパーカラー直下のＣｒ欠乏領域の形成を抑制する。ＲＥＭの中でもＬａ、Ｃｅに特にその効果がある。Ｃｒ欠乏領域の形成を抑制する効果は、ＲＥＭの含有量を０．０００１％以上にすることで得られる。しかし、ＲＥＭを過剰に含有すると、酸洗性などの製造性が低下する。また、ＲＥＭは高価であるため、ＲＥＭの含有量が多くなるとコストの増大を招く。よってＲＥＭの含有量は０．１％以下が好ましい。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００１％以上が適当である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢの含有量は０．０１％以下が好ましい。
Ｂは二次加工脆性を改善する元素であり、その効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００１％以上が適当である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、固溶強化による延性低下を引き起こす。よってＢの含有量は０．０１％以下が好ましい。
本発明のステンレス鋼はどのような製造方法を用いて製造してもよいが、好適な製造方法の一例を以下に示す。
上記成分組成を有するスラブ（板厚１８０〜３００ｍｍ）を１１００℃〜１３００℃に加熱後、仕上温度を７００℃〜１０００℃、巻取温度を４００℃〜８５０℃として、板厚が２．０ｍｍ〜５．０ｍｍになるように熱間圧延を施す。こうして作製した熱間圧延鋼板を８００℃〜１０００℃の温度で焼鈍（熱延板焼鈍）し酸洗を行い、次に、冷間圧延を行い、７００℃〜１０００℃の温度で冷延板焼鈍を行う。冷延板焼鈍後には酸洗を行い、スケールを除去する。スケールを除去した冷間圧延鋼板にはスキンパス圧延を行ってもよい。
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
表１に示す成分組成を有するステンレス鋼を真空溶製して得た厚み２００ｍｍのスラブを１２００℃に加熱し、仕上温度を８００℃、巻取温度を４５０℃として熱間圧延し、９５０℃で熱延板焼鈍し、酸洗によりスケールを除去した。さらに、板厚０．８ｍｍまで冷間圧延し、９００℃で冷延板焼鈍し、酸洗を行い、供試材とした。
作製した供試材をＳＵＳ３１６Ｌと突合せ溶接を行った。溶接はＴＩＧ溶接とし、溶接電流は９０Ａ、溶接速度は６０ｃｍ／ｍｉｎとした。溶接ワイヤは用いていない。溶接ビードへのＳＵＳ３１６Ｌの溶け込み比率がおよそ５０質量％となるように溶接位置を調整した。シールドガスは、表側（トーチ側）、裏側ともに１００％のＡｒガスを使用し、流量は表側が１５Ｌ／ｍｉｎ、裏側が１０Ｌ／ｍｉｎとした。表側の溶接ビードの幅はおよそ４〜５ｍｍであった。
作製した溶接部の溶接ビード中央に２ｍｍのＶノッチを入れたシャルピー衝撃試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行った。試験温度は−２５℃とした。結果を表１に示す。−２５℃のシャルピー衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２以上で非常に良好な低温靭性、１０Ｊ／ｃｍ２以上で、良好な低温靭性と判定した。本発明例であるＮｏ．２、３、４、６、７、９、１２、１３、１５、１６および比較例のＮｏ．１８で溶接部の低温靭性が非常に良好となった。Ｎｏ．１、５、８、１０、１１、１４および比較例のＮｏ．２６で溶接部の低温靭性が良好となった。Ｎｏ．１７、１９〜２５、２７、２８では成分の範囲または成分含有量で表す式が本発明の範囲から外れ、低温靭性が基準を下回った。
溶接部を含む６０×８０ｍｍの試験片を採取し、溶接により形成されたスケールや溶接ビードの凹凸を研磨により除去し、＃６００のエメリー研磨紙を用いて仕上げ研磨し、ＪＩＳ Ｈ ８５０２に準拠した中性塩水噴霧サイクル試験によって溶接部の耐食性を評価した。１０サイクルの試験によって腐食が発生したものを「×」、腐食が発生しなかったものを「○」として表１に示した。Ｎｏ．１８、１９、２３および２６で腐食が発生し、不合格となった。いずれも成分または成分含有量で表す式が本発明の範囲から外れたため溶接部の耐食性が不十分となった。
本発明のフェライト系ステンレス鋼を用いれば、寒冷地においても使用可能な、溶接により製造される製品の溶接部に優れた耐食性と低温靭性を付与できる。本発明で得られるフェライト系ステンレス鋼は、溶接によって構造体の作製が行われ、屋外で使用される用途、たとえば、電気温水器の貯湯用缶体材料などへの適用に好適である。
Claims (2)
- 質量％でＣ：０．００１〜０．０２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．０５〜０．３０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２２．０％超〜２８．０％、Ｎｉ：０．０１％〜０．３０％未満、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．２０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｃｏ：０．０１〜０．３％、Ｎ：０．００１〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％未満を含有し、下記式（１）〜（４）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする、フェライト系ステンレス鋼。
Ａｌ×Ｏ≦０．０００５ （１）
Ｔｉ×Ｎ≦０．００５ （２）
Ｃｏ／Ｔｉ≧０．０５ （３）
Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ≧０．３０ （４）
式（１）〜（４）における元素記号は、それらの元素の含有量を質量％で示したときの数値を意味する。 - Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下、ＲＥＭ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される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に記載のフェライト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013270606A JP5987821B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | フェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013270606A JP5987821B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | フェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015124420A true JP2015124420A (ja) | 2015-07-06 |
| JP5987821B2 JP5987821B2 (ja) | 2016-09-07 |
Family
ID=53535355
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013270606A Active JP5987821B2 (ja) | 2013-12-27 | 2013-12-27 | フェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5987821B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017101267A (ja) * | 2015-11-30 | 2017-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP6274372B1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-02-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2018168415A (ja) * | 2017-03-29 | 2018-11-01 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2018199867A (ja) * | 2018-08-24 | 2018-12-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07126758A (ja) * | 1993-10-29 | 1995-05-16 | Kawasaki Steel Corp | 曲げ加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP2001288543A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-10-19 | Nippon Steel Corp | 表面特性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2001288544A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-10-19 | Nippon Steel Corp | 表面特性及び耐食性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2012036444A (ja) * | 2010-08-06 | 2012-02-23 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼 |
| WO2012133681A1 (ja) * | 2011-03-29 | 2012-10-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 溶接部の耐食性及び強度に優れるフェライト系ステンレス鋼およびｔｉｇ溶接構造物 |
| JP2013209705A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 溶接部の耐食性および低温靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
-
2013
- 2013-12-27 JP JP2013270606A patent/JP5987821B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07126758A (ja) * | 1993-10-29 | 1995-05-16 | Kawasaki Steel Corp | 曲げ加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
| JP2001288543A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-10-19 | Nippon Steel Corp | 表面特性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2001288544A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-10-19 | Nippon Steel Corp | 表面特性及び耐食性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
| JP2012036444A (ja) * | 2010-08-06 | 2012-02-23 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼 |
| WO2012133681A1 (ja) * | 2011-03-29 | 2012-10-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 溶接部の耐食性及び強度に優れるフェライト系ステンレス鋼およびｔｉｇ溶接構造物 |
| JP2013209705A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 溶接部の耐食性および低温靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017101267A (ja) * | 2015-11-30 | 2017-06-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2018168415A (ja) * | 2017-03-29 | 2018-11-01 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP6274372B1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-02-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| WO2018179456A1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-10-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| CN110462079A (zh) * | 2017-03-30 | 2019-11-15 | 杰富意钢铁株式会社 | 铁素体系不锈钢 |
| EP3604588A4 (en) * | 2017-03-30 | 2020-02-05 | JFE Steel Corporation | FERRITIC STAINLESS STEEL |
| US11560604B2 (en) | 2017-03-30 | 2023-01-24 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel |
| JP2018199867A (ja) * | 2018-08-24 | 2018-12-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5987821B2 (ja) | 2016-09-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5773098B1 (ja) | 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 | |
| JP5050863B2 (ja) | 温水器用フェライト系ステンレス鋼板 | |
| TW201041683A (en) | Steel material for high heat input welding | |
| JP5088244B2 (ja) | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 | |
| JP3699077B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れたクラッド鋼板用母材および該クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP6513495B2 (ja) | 二相ステンレス鋼材および二相ステンレス鋼管 | |
| JP5949057B2 (ja) | 溶接部の耐食性および低温靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5987821B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP6311633B2 (ja) | ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| WO2014064920A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6036645B2 (ja) | 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2011174122A (ja) | 溶接部の耐食性に優れた低クロム含有ステンレス鋼 | |
| JP5903307B2 (ja) | 溶接性に優れた二相ステンレス鋼 | |
| JP2013104065A (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| WO2015064077A1 (ja) | 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 | |
| JP5935792B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP6424867B2 (ja) | フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有するステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP3487262B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JPWO2019087761A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP6354772B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5088245B2 (ja) | ステンレス鋼溶接継手の溶接金属 | |
| JP5696709B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP4273457B2 (ja) | 穴拡げ加工性に優れた構造用ステンレス鋼板 | |
| JP5552967B2 (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017101267A (ja) | フェライト系ステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150727 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20160307 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160419 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160513 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160712 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160725 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5987821 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |