JP2739531B2 - 溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼Info
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Description
【産業上の利用分野】本発明は、溶接部の耐食性に優れ
るフェライト系ステンレス鋼に関する。
るフェライト系ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼は大きく分けてフェライト
系とオーステナイト系とがあるが、オーステナイト系は
耐食性、加工性、溶接性、高温強度などに優れるため、
幅広い用途を有する。しかし、塩化物溶液中では、しば
しば応力腐食割れが発生するという欠点をもつ。これに
対してフェライト系ステンレス鋼は比較的安価で、しか
も合金元素としてＮｉを含有しないため塩化物溶液中で
の応力腐食割れの危険性は殆どない。しかしフェライト
系ステンレス鋼の代表的鋼種であるＳＵＳ４３０を例に
とると、少し苛酷な環境に対し充分な抵抗力がないと
か、溶接時の加熱、冷却によって、粒界腐食をきたす等
の欠点を有している。耐食性を改善するにはＣｒ量の増
加やＭｏの添加等が有効であることはすでに周知の事実
である。
系とオーステナイト系とがあるが、オーステナイト系は
耐食性、加工性、溶接性、高温強度などに優れるため、
幅広い用途を有する。しかし、塩化物溶液中では、しば
しば応力腐食割れが発生するという欠点をもつ。これに
対してフェライト系ステンレス鋼は比較的安価で、しか
も合金元素としてＮｉを含有しないため塩化物溶液中で
の応力腐食割れの危険性は殆どない。しかしフェライト
系ステンレス鋼の代表的鋼種であるＳＵＳ４３０を例に
とると、少し苛酷な環境に対し充分な抵抗力がないと
か、溶接時の加熱、冷却によって、粒界腐食をきたす等
の欠点を有している。耐食性を改善するにはＣｒ量の増
加やＭｏの添加等が有効であることはすでに周知の事実
である。
【０００３】しかし、Ｃｒ、Ｍｏの増加は材料自身の靱
性を阻害する。含Ｍｏ高Ｃｒ鋼の靱性はＣ、Ｎを低減さ
せることで改善しうることが知られている。このＣ、Ｎ
の低減は、耐粒界腐食性改善にも有効であるが、Ｃ、Ｎ
の低減にも自ら限界があり、現在、工業的に到達しえる
Ｃ、Ｎ量レベルではこの粒界腐食感受性を完全になくす
ことはできない。この粒界腐食性に対するＣ、Ｎの弊害
は、Ｃ、Ｎを固定しうるＴｉあるいはＮｂなどの安定化
元素を単独あるいは複合で添加することで解消しうるこ
とは周知の事実である。
性を阻害する。含Ｍｏ高Ｃｒ鋼の靱性はＣ、Ｎを低減さ
せることで改善しうることが知られている。このＣ、Ｎ
の低減は、耐粒界腐食性改善にも有効であるが、Ｃ、Ｎ
の低減にも自ら限界があり、現在、工業的に到達しえる
Ｃ、Ｎ量レベルではこの粒界腐食感受性を完全になくす
ことはできない。この粒界腐食性に対するＣ、Ｎの弊害
は、Ｃ、Ｎを固定しうるＴｉあるいはＮｂなどの安定化
元素を単独あるいは複合で添加することで解消しうるこ
とは周知の事実である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらの技術的背景を
基にして、耐食性、靱性に優れた含Ｍｏ高Ｃｒが提唱さ
れ、現に、低炭素、低窒素１８Ｃｒ−２．０Ｍｏ−Ｎｂ
／Ｔｉ鋼が開発された。しかし、塩素イオンや残留塩素
など、腐食の要因となるイオンを多く含んだ環境で使用
される場合、短期間の内に溶接部に激しい腐食が発生す
るケースが多々あり、溶接部の耐食性に関してはまだ充
分ではない。
基にして、耐食性、靱性に優れた含Ｍｏ高Ｃｒが提唱さ
れ、現に、低炭素、低窒素１８Ｃｒ−２．０Ｍｏ−Ｎｂ
／Ｔｉ鋼が開発された。しかし、塩素イオンや残留塩素
など、腐食の要因となるイオンを多く含んだ環境で使用
される場合、短期間の内に溶接部に激しい腐食が発生す
るケースが多々あり、溶接部の耐食性に関してはまだ充
分ではない。
【０００５】これは、溶接時の入熱により、母材表層部
のＣｒが高温酸化され、表層部の金属Ｃｒが貧化し耐食
性が低下するためであると推察される。このようなこと
から、溶接時のＣｒ酸化ロスを少なくし、溶接熱影響部
と溶接金属部の耐食性を同時に満足する材料を開発する
ことが必要となった。したがって本発明の目的は、溶接
熱影響部と溶接金属部の耐食性を同時に満足する新たな
フェライト系ステンレス鋼を得ることである。
のＣｒが高温酸化され、表層部の金属Ｃｒが貧化し耐食
性が低下するためであると推察される。このようなこと
から、溶接時のＣｒ酸化ロスを少なくし、溶接熱影響部
と溶接金属部の耐食性を同時に満足する材料を開発する
ことが必要となった。したがって本発明の目的は、溶接
熱影響部と溶接金属部の耐食性を同時に満足する新たな
フェライト系ステンレス鋼を得ることである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接部の
耐食性におよぼす合金元素の影響について詳細な検討を
行ってきた。その結果、溶接金属部の耐食性はＣｒとＭ
ｏ量を増加することにより向上するが、Ｔｉの一定量以
上の添加は溶接金属部の耐食性を劣化させる。熱影響部
の耐食性改善にはＣｒとＭｏ量の増加も有効ではある
が、さらに、ＴｉとＡｌを複合添加することにより耐食
性は著しく向上する。その詳細は後記の実施例によって
も示すが、Ｔｉは溶接時、Ａｌ酸化物の形成を容易に
し、Ａｌ酸化物の形成はＣｒの酸化損失防止に有効であ
り、表層部のＣｒ貧化層を著しく低減させるためであ
る。この原因としては、Ａｌの酸化物の標準生成自由エ
ネルギは非常に低く、溶接時の雰囲気でＡｌ酸化物を生
成するには酸素ポテンシャルが高すぎるため、Ｔｉが優
先酸化して酸素ポテンシャルを下げることにより、Ａｌ
の酸化を容易にするためだと思われる。Ｔｉはこのよう
に、溶接熱影響部の耐食性改善には有効な元素である。
しかし、Ｔｉの一定量以上の添加は表面疵や溶接金属の
耐食性劣化の原因となるため、必要最小限にする必要が
ある。これらの理由からＴｉ添加量の上限が規制される
場合には、Ｔｉのみの添加では粒界腐食の抑止は困難で
あり、さらにＮｂを複合で添加する必要がある。また適
正量のＣｕ、Ｚｒを添加することにより、溶接部の耐食
性が一層向上するとの知見を得た。
耐食性におよぼす合金元素の影響について詳細な検討を
行ってきた。その結果、溶接金属部の耐食性はＣｒとＭ
ｏ量を増加することにより向上するが、Ｔｉの一定量以
上の添加は溶接金属部の耐食性を劣化させる。熱影響部
の耐食性改善にはＣｒとＭｏ量の増加も有効ではある
が、さらに、ＴｉとＡｌを複合添加することにより耐食
性は著しく向上する。その詳細は後記の実施例によって
も示すが、Ｔｉは溶接時、Ａｌ酸化物の形成を容易に
し、Ａｌ酸化物の形成はＣｒの酸化損失防止に有効であ
り、表層部のＣｒ貧化層を著しく低減させるためであ
る。この原因としては、Ａｌの酸化物の標準生成自由エ
ネルギは非常に低く、溶接時の雰囲気でＡｌ酸化物を生
成するには酸素ポテンシャルが高すぎるため、Ｔｉが優
先酸化して酸素ポテンシャルを下げることにより、Ａｌ
の酸化を容易にするためだと思われる。Ｔｉはこのよう
に、溶接熱影響部の耐食性改善には有効な元素である。
しかし、Ｔｉの一定量以上の添加は表面疵や溶接金属の
耐食性劣化の原因となるため、必要最小限にする必要が
ある。これらの理由からＴｉ添加量の上限が規制される
場合には、Ｔｉのみの添加では粒界腐食の抑止は困難で
あり、さらにＮｂを複合で添加する必要がある。また適
正量のＣｕ、Ｚｒを添加することにより、溶接部の耐食
性が一層向上するとの知見を得た。
【０００７】
【発明の構成】 本発明はこの知見に基づき完成したも
のであり、その要旨とするところは質量％において、 Ｃ ：０．０２５％以下 Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ ：０．０４％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．６％以下 Ｃｒ：１６〜３５％ Ｍｏ：０．３〜６％ Ｎ ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．１〜０．６％ Ｔｉ：０．０５〜０．３％ を含み、場合によっては、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｚｒ：０．０６〜０．３％ を 含有させ、かつこれらの成分の間に、 Ｃ＋Ｎ≦０．０４％とＮｂ＋Ｔｉ≧７（Ｃ＋Ｎ）＋０．
１５を満足し、次の式Ｂ＝Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｃｕ）≧２
３．５で、かつＰ＝５（Ｔｉ＋Ｚｒ）＋２０（Ａｌ−
０．０１）≧１．５となる範囲に維持される関係が成立
し、 残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなる溶接金
属部および溶接熱影響部の耐食性に優れるフェライト系
ステンレス鋼である。
のであり、その要旨とするところは質量％において、 Ｃ ：０．０２５％以下 Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ ：０．０４％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．６％以下 Ｃｒ：１６〜３５％ Ｍｏ：０．３〜６％ Ｎ ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．１〜０．６％ Ｔｉ：０．０５〜０．３％ を含み、場合によっては、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｚｒ：０．０６〜０．３％ を 含有させ、かつこれらの成分の間に、 Ｃ＋Ｎ≦０．０４％とＮｂ＋Ｔｉ≧７（Ｃ＋Ｎ）＋０．
１５を満足し、次の式Ｂ＝Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｃｕ）≧２
３．５で、かつＰ＝５（Ｔｉ＋Ｚｒ）＋２０（Ａｌ−
０．０１）≧１．５となる範囲に維持される関係が成立
し、 残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなる溶接金
属部および溶接熱影響部の耐食性に優れるフェライト系
ステンレス鋼である。
【０００８】
【作用】以下、本発明鋼に含有させる各成分の作用とそ
の含有量の限定理由について説明する。 Ｃ、Ｎは鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ、Ｎ
含有量を低減すると、軟質になり加工性が向上するとと
もに炭化物、窒化物の生成が少なくなり、溶接性および
溶接部の耐食性が向上するため、低い方が好ましく、Ｃ
≦０.０２５％、Ｎ≦０.０２５％とする。
の含有量の限定理由について説明する。 Ｃ、Ｎは鋼中に不可避的に含まれる元素である。Ｃ、Ｎ
含有量を低減すると、軟質になり加工性が向上するとと
もに炭化物、窒化物の生成が少なくなり、溶接性および
溶接部の耐食性が向上するため、低い方が好ましく、Ｃ
≦０.０２５％、Ｎ≦０.０２５％とする。
【０００９】Ｓｉは溶接部の高温割れや溶接部靱性に対
し有害であり、また、鋼を硬質にするので低い方が好ま
しく上限を０.６％とする。
し有害であり、また、鋼を硬質にするので低い方が好ま
しく上限を０.６％とする。
【００１０】Ｍｎは鋼中に微量に存在するＳと結合し、
可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し耐食性を低下させる
ので低い方が好ましく上限を１.０％とする。
可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し耐食性を低下させる
ので低い方が好ましく上限を１.０％とする。
【００１１】Ｐは母材および溶接部靱性を損なうので低
い方が望ましいが、含Ｃｒ鋼の脱Ｐは困難でありかつ製
造コストの上昇を招くので上限を０.０４％とする。
い方が望ましいが、含Ｃｒ鋼の脱Ｐは困難でありかつ製
造コストの上昇を招くので上限を０.０４％とする。
【００１２】Ｓは耐食性および溶接部の高温割れに悪影
響をおよぼすため低い方が好ましく上限を０.０１％と
する。
響をおよぼすため低い方が好ましく上限を０.０１％と
する。
【００１３】Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼の靱性改
善に有効な元素であるが多すぎるとコスト高になる。本
発明鋼も通常のフェライト系ステンレス鋼で規制されて
いる０.６％以下とする。
善に有効な元素であるが多すぎるとコスト高になる。本
発明鋼も通常のフェライト系ステンレス鋼で規制されて
いる０.６％以下とする。
【００１４】Ｃｒは鋼の耐食性を高める主要元素であ
り、耐孔食性、耐隙間腐食性および一般の耐食性を著し
く向上させるが、１６％未満ではその効果は少なく、３
５％を越えると脆化が著しくなり、薄板製造上あるいは
製品の加工上困難を伴うため、Ｃｒ量は１６〜３５％と
する。
り、耐孔食性、耐隙間腐食性および一般の耐食性を著し
く向上させるが、１６％未満ではその効果は少なく、３
５％を越えると脆化が著しくなり、薄板製造上あるいは
製品の加工上困難を伴うため、Ｃｒ量は１６〜３５％と
する。
【００１５】ＭｏはＣｒとともに耐食性を高める有効な
元素であり、その効果はＣｒ量が増すにつれ大きくな
る。しかし、本発明鋼のＣｒ量レベルにおいては０.３
％未満では耐食性改善効果は小さく、６％を越えて添加
すると延性の低下を招き加工上困難を伴うため、Ｍｏ量
は０.３〜６％とする。
元素であり、その効果はＣｒ量が増すにつれ大きくな
る。しかし、本発明鋼のＣｒ量レベルにおいては０.３
％未満では耐食性改善効果は小さく、６％を越えて添加
すると延性の低下を招き加工上困難を伴うため、Ｍｏ量
は０.３〜６％とする。
【００１６】Ａｌは本発明を構成する上で重要な元素で
あり、Ｔｉとの複合添加により、溶接時に鋼の表層に容
易にＡｌ皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止すること
により耐食性を向上する。しかし、Ａｌ量が ０.０１％
未満ではＡｌ皮膜が形成されにくく、また、０．５％を
越えて添加すると素材の表面品質の劣化および溶接性が
悪くなるため、Ａｌ量は０.０１〜０.５％とする。
あり、Ｔｉとの複合添加により、溶接時に鋼の表層に容
易にＡｌ皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止すること
により耐食性を向上する。しかし、Ａｌ量が ０.０１％
未満ではＡｌ皮膜が形成されにくく、また、０．５％を
越えて添加すると素材の表面品質の劣化および溶接性が
悪くなるため、Ａｌ量は０.０１〜０.５％とする。
【００１７】ＮｂはＴｉとともに本発明鋼のＣ量のレベ
ルのフェライト系ステンレス鋼で問題となる粒界腐食を
防止するのに不可欠の元素であるが、多すぎると溶接部
靱性を阻害するので ０.６％を上限とする。なお、下限
は粒界腐食を防止する観点から決定され、０.１％以上
を必要とする。
ルのフェライト系ステンレス鋼で問題となる粒界腐食を
防止するのに不可欠の元素であるが、多すぎると溶接部
靱性を阻害するので ０.６％を上限とする。なお、下限
は粒界腐食を防止する観点から決定され、０.１％以上
を必要とする。
【００１８】Ｔｉは本発明を構成する上で重要な元素で
あり、Ａｌとの複合添加により、溶接時に鋼の表層に容
易にＡｌ皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止すること
により耐食性を向上する。さらに、ＴｉはＣ、Ｎを固定
する作用も有する。しかし、Ｔｉ含有量が多すぎると、
素材の表面品質や溶接金属部の耐食性を劣化させるので
上限を ０.３％とする。なお、下限はＡｌ皮膜の形成お
よび粒界腐食防止の観点から決定され、０.０５％以上
を必要とする。
あり、Ａｌとの複合添加により、溶接時に鋼の表層に容
易にＡｌ皮膜を形成し、Ｃｒの酸化ロスを防止すること
により耐食性を向上する。さらに、ＴｉはＣ、Ｎを固定
する作用も有する。しかし、Ｔｉ含有量が多すぎると、
素材の表面品質や溶接金属部の耐食性を劣化させるので
上限を ０.３％とする。なお、下限はＡｌ皮膜の形成お
よび粒界腐食防止の観点から決定され、０.０５％以上
を必要とする。
【００１９】また、本発明においては粒界腐食防止の観
点からＮｂとＴｉの複合添加量については、限定式〔Ｎ
ｂ＋Ｔｉ≧７(Ｃ＋Ｎ）＋０.１５〕を満足しなければな
らない。
点からＮｂとＴｉの複合添加量については、限定式〔Ｎ
ｂ＋Ｔｉ≧７(Ｃ＋Ｎ）＋０.１５〕を満足しなければな
らない。
【００２０】Ｃｕ、Ｚｒはともに溶接部の耐食性改善に
有効な元素であるが、多すぎると溶接部靱性を阻害する
のでＣｕは１.０％、Ｚｒは０.３％を上限とし、またＣ
ｕは０.１％未満、Ｚrは０.０５％未満ではその効果が
少ないのでそれぞれ下限を０.１％、０.０５％とする。
有効な元素であるが、多すぎると溶接部靱性を阻害する
のでＣｕは１.０％、Ｚｒは０.３％を上限とし、またＣ
ｕは０.１％未満、Ｚrは０.０５％未満ではその効果が
少ないのでそれぞれ下限を０.１％、０.０５％とする。
【００２１】本発明鋼のように固定元素を添加する場合
には固定元素はＣと同様Ｎとも結合して消費されるので
(Ｃ＋Ｎ)の総和で両元素をコントロールすることが必要
となる。(Ｃ＋Ｎ)を多量に含有させると、それに見合っ
てＴｉ、Ｎｂ量も増加しなければならないが、これは鋼
の清浄度を劣化させるため（Ｃ＋Ｎ)量の上限は０.０４
％とする。一方、(Ｃ＋Ｎ)量は低い方が望ましく、特に
下限は設けない。
には固定元素はＣと同様Ｎとも結合して消費されるので
(Ｃ＋Ｎ)の総和で両元素をコントロールすることが必要
となる。(Ｃ＋Ｎ)を多量に含有させると、それに見合っ
てＴｉ、Ｎｂ量も増加しなければならないが、これは鋼
の清浄度を劣化させるため（Ｃ＋Ｎ)量の上限は０.０４
％とする。一方、(Ｃ＋Ｎ)量は低い方が望ましく、特に
下限は設けない。
【００２２】以上の各成分の含有量限定に加えて、本発
明においてはＣr、Ｍｏ、Ｃu、Ａl、Ｔｉ、Ｚｒの各成
分の間において以下の限定式、Ｂ＝Ｃｒ＋３(Ｍｏ＋Ｃ
ｕ)≧２３.５で、かつＰ＝５(Ｔｉ＋Ｚｒ)＋２０(Ａｌ
−０.０１)≧１．５を満足しなければならない。これら
の式は、本発明に係る実験を通じて設定されたものであ
り、Ｂ値は溶接金属部の、Ｐ値は溶接熱影響部の耐食性
を満足するために必要な最小値を規制するものである。
溶接金属部においてはＣｒ、Ｍｏは耐食性改善のための
基本成分であり、Ｍｏの方がＣｒよりも耐食性改善に対
する寄与が大きいことから係数をＣｒの３倍とした。ま
た、ＣｕはＭｏと同等の効果を有するため係数をＭｏと
同じにした。Ｂ値が ２３.５％未満では溶接金属部の十
分な耐食性が得られないため下限を２３.５％とした。
明においてはＣr、Ｍｏ、Ｃu、Ａl、Ｔｉ、Ｚｒの各成
分の間において以下の限定式、Ｂ＝Ｃｒ＋３(Ｍｏ＋Ｃ
ｕ)≧２３.５で、かつＰ＝５(Ｔｉ＋Ｚｒ)＋２０(Ａｌ
−０.０１)≧１．５を満足しなければならない。これら
の式は、本発明に係る実験を通じて設定されたものであ
り、Ｂ値は溶接金属部の、Ｐ値は溶接熱影響部の耐食性
を満足するために必要な最小値を規制するものである。
溶接金属部においてはＣｒ、Ｍｏは耐食性改善のための
基本成分であり、Ｍｏの方がＣｒよりも耐食性改善に対
する寄与が大きいことから係数をＣｒの３倍とした。ま
た、ＣｕはＭｏと同等の効果を有するため係数をＭｏと
同じにした。Ｂ値が ２３.５％未満では溶接金属部の十
分な耐食性が得られないため下限を２３.５％とした。
【００２３】溶接熱影響部においては、ＴｉとＡｌを複
合添加することで溶接時に、鋼の表層部におけるＡｌ酸
化皮膜の形成を容易にし、形成されたＡｌ酸化皮膜は表
層部のＣｒの酸化損失を防止する。その結果Ｃｒ貧化層
の生成が抑止されるので溶接熱影響部の耐食性改善に有
効である。また、ＺｒはＴｉとほぼ同じ標準生成自由エ
ネルギーを有することから、Ａｌ酸化皮膜の生成におい
てＴｉと同様の効果を有するものと思われる。Ｔｉ、Ｚ
ｒとＡｌとの間においてこれらの効果を得るためにはＰ
値が１.５以上であることを必要とする。
合添加することで溶接時に、鋼の表層部におけるＡｌ酸
化皮膜の形成を容易にし、形成されたＡｌ酸化皮膜は表
層部のＣｒの酸化損失を防止する。その結果Ｃｒ貧化層
の生成が抑止されるので溶接熱影響部の耐食性改善に有
効である。また、ＺｒはＴｉとほぼ同じ標準生成自由エ
ネルギーを有することから、Ａｌ酸化皮膜の生成におい
てＴｉと同様の効果を有するものと思われる。Ｔｉ、Ｚ
ｒとＡｌとの間においてこれらの効果を得るためにはＰ
値が１.５以上であることを必要とする。
【００２４】
【発明の具体的記載】以下に、実施例を挙げて本発明鋼
の作用効果を具体的に示す。表１に示す化学成分を有す
るステンレス鋼を溶製し、熱間圧延により板厚３.５mm
の熱延板を製造した。その後、板厚１.０mmにまで冷間
圧延し、１０００〜１０５０℃ で仕上焼鈍を施したう
え試供材とした。
の作用効果を具体的に示す。表１に示す化学成分を有す
るステンレス鋼を溶製し、熱間圧延により板厚３.５mm
の熱延板を製造した。その後、板厚１.０mmにまで冷間
圧延し、１０００〜１０５０℃ で仕上焼鈍を施したう
え試供材とした。
【００２５】
【表１】
【００２６】 表１中、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６，Ｎｏ．８
〜Ｎｏ．１０は本発明で規制する組成範囲の鋼であり、
いずれも固定元素としてＮｂとＴｉを複合添加し、微量
元素としてＡｌを含有した鋼である。そのうちＮｏ．８
はＺｒ含有鋼で、Ｎｏ．９はＣｕ、Ｚｒ含有鋼である。
Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１８は比較鋼であり、製造履歴は本
発明鋼と同じである。そのうち、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１
３、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１８は限定式を満たさない鋼
で、さらに、Ｎｏ．１１、１２はＴｉを、Ｎｏ．１３は
Ｔｉ，Ａｌを、Ｎｏ．１８はＡｌを添加していない鋼で
ある。Ｎｏ．１４はＮｂを添加していない鋼である。
〜Ｎｏ．１０は本発明で規制する組成範囲の鋼であり、
いずれも固定元素としてＮｂとＴｉを複合添加し、微量
元素としてＡｌを含有した鋼である。そのうちＮｏ．８
はＺｒ含有鋼で、Ｎｏ．９はＣｕ、Ｚｒ含有鋼である。
Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１８は比較鋼であり、製造履歴は本
発明鋼と同じである。そのうち、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１
３、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１８は限定式を満たさない鋼
で、さらに、Ｎｏ．１１、１２はＴｉを、Ｎｏ．１３は
Ｔｉ，Ａｌを、Ｎｏ．１８はＡｌを添加していない鋼で
ある。Ｎｏ．１４はＮｂを添加していない鋼である。
【００２７】これらの鋼の表面きずの有無を目視観察し
た結果を表１に合わせて示した。表１に示したように、
Ｔｉの過剰添加は表面きずの原因になることは明らかで
ある。本発明は（Ｃ＋Ｎ)量の上限が０.０４％であるこ
とから、粒界腐食の発生を防ぐには ０.４３％以上のＴ
ｉを含有する必要がある。この場合、表面きずが発生す
るため、本発明のようにＴｉ含有量を減らし、Ｎｂなど
の固定元素の添加が有効であることがわかる。
た結果を表１に合わせて示した。表１に示したように、
Ｔｉの過剰添加は表面きずの原因になることは明らかで
ある。本発明は（Ｃ＋Ｎ)量の上限が０.０４％であるこ
とから、粒界腐食の発生を防ぐには ０.４３％以上のＴ
ｉを含有する必要がある。この場合、表面きずが発生す
るため、本発明のようにＴｉ含有量を減らし、Ｎｂなど
の固定元素の添加が有効であることがわかる。
【００２８】前記のようにして製造した各鋼をＴＩＧ溶
接し、表面分析、浸漬試験に供した。ＴＩＧ溶接は板厚
１mmの板にビードオンプレートで行った。溶接条件は電
流８０Ａ、速度５０cm/min、トーチシール側、バックシ
ール側のＡｒガスシールはそれぞれ１０リットル/minで
ある。
接し、表面分析、浸漬試験に供した。ＴＩＧ溶接は板厚
１mmの板にビードオンプレートで行った。溶接条件は電
流８０Ａ、速度５０cm/min、トーチシール側、バックシ
ール側のＡｒガスシールはそれぞれ１０リットル/minで
ある。
【００２９】本発明鋼Ｎo.１と比較鋼Ｎo.１１のＴＩＧ
溶接材裏面の溶接熱影響部に生成した酸化皮膜をＥＳＣ
Ａにより深さ方向の分析を行った。その結果を縦軸に原
子濃度、横軸にエッチング時間をとって整理したものを
図１に示す。図１からＴｉとＡｌの両者を含む本発明鋼
Ｎo.１では、酸化皮膜中のＣｒ原子濃度は極めて微量で
あり、基材からのＣｒの酸化損失がほとんど生じていな
いことがわかる。また、本発明鋼Ｎo.１では、ＡｌとＴ
ｉの原子濃度はほぼ同時に検出されなくなっており、Ｔ
ｉの存在がＡｌ酸化皮膜生成に寄与していることが推察
される。一方、Ａｌを含みＴｉを含まない比較鋼Ｎo.１
１では、酸化皮膜中のＣｒ原子濃度が高く、基材からの
Ｃｒの酸化損失の生じていることがわかる。
溶接材裏面の溶接熱影響部に生成した酸化皮膜をＥＳＣ
Ａにより深さ方向の分析を行った。その結果を縦軸に原
子濃度、横軸にエッチング時間をとって整理したものを
図１に示す。図１からＴｉとＡｌの両者を含む本発明鋼
Ｎo.１では、酸化皮膜中のＣｒ原子濃度は極めて微量で
あり、基材からのＣｒの酸化損失がほとんど生じていな
いことがわかる。また、本発明鋼Ｎo.１では、ＡｌとＴ
ｉの原子濃度はほぼ同時に検出されなくなっており、Ｔ
ｉの存在がＡｌ酸化皮膜生成に寄与していることが推察
される。一方、Ａｌを含みＴｉを含まない比較鋼Ｎo.１
１では、酸化皮膜中のＣｒ原子濃度が高く、基材からの
Ｃｒの酸化損失の生じていることがわかる。
【００３０】 次に溶接部の耐食性を検討するため、表
１の鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６，Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１８をＴ
ＩＧ溶接し、溶接部が１５ｍｍ、溶接部と直角方向が４
０ｍｍとなるように切りだし、浸漬試験を行った。浸漬
試験は、液温８０℃の上水＋１０００ｐｐｍＣｌ−＋１
０ｐｐｍＣｕ２＋溶液５００ｍｌに試験片を入れ、３０
日間行った。なお、Ｃｕ２＋は１週間毎に補充した。
１の鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６，Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１８をＴ
ＩＧ溶接し、溶接部が１５ｍｍ、溶接部と直角方向が４
０ｍｍとなるように切りだし、浸漬試験を行った。浸漬
試験は、液温８０℃の上水＋１０００ｐｐｍＣｌ−＋１
０ｐｐｍＣｕ２＋溶液５００ｍｌに試験片を入れ、３０
日間行った。なお、Ｃｕ２＋は１週間毎に補充した。
【００３１】図２は溶接金属部の最大侵食深さを表１に
示すＢ値で整理した結果を、図３は熱影響部の最大侵食
深さを表１に示すＰ値で整理した結果を、図４は２２Ｃ
ｒ−１Ｍｏ−０．３Ｎｂ−０．１５Ｔｉ系鋼の最大侵食
深さをＡｌ含有量で整理した結果を、図５はＮｏ．１、
３、４、６、１１、１２について腐食減量で整理した結
果を示す。
示すＢ値で整理した結果を、図３は熱影響部の最大侵食
深さを表１に示すＰ値で整理した結果を、図４は２２Ｃ
ｒ−１Ｍｏ−０．３Ｎｂ−０．１５Ｔｉ系鋼の最大侵食
深さをＡｌ含有量で整理した結果を、図５はＮｏ．１、
３、４、６、１１、１２について腐食減量で整理した結
果を示す。
【００３２】 図２、３より本発明鋼（１〜６，８〜１
０）はいずれも溶接金属部、熱影響部ともに侵食深さは
０．１ｍｍ以下と浅くなっていることがわかる。また、
Ｔｉ単独添加鋼のＮｏ．１４は熱影響部の侵食深さは、
約０．０７ｍｍと浅かったが、溶接金属部では約０．１
３ｍｍと深くなっていることがわかる。
０）はいずれも溶接金属部、熱影響部ともに侵食深さは
０．１ｍｍ以下と浅くなっていることがわかる。また、
Ｔｉ単独添加鋼のＮｏ．１４は熱影響部の侵食深さは、
約０．０７ｍｍと浅かったが、溶接金属部では約０．１
３ｍｍと深くなっていることがわかる。
【００３３】さらに、図４よりＡｌ含有量が増加する
程、侵食深さは浅くなり、Ａｌの添加は耐食性改善に有
効であることは明らかである。図５により本発明鋼は腐
食減量も比較鋼に比べ非常に小さく、溶接部の耐食性に
優れていることがわかる。
程、侵食深さは浅くなり、Ａｌの添加は耐食性改善に有
効であることは明らかである。図５により本発明鋼は腐
食減量も比較鋼に比べ非常に小さく、溶接部の耐食性に
優れていることがわかる。
【００３４】
【発明の効果】以上のように、本発明によればＴＩＧ溶
接部の溶接金属部と熱影響部の耐食性を同時に満足する
フェライト系ステンレス鋼が得られた。この鋼は溶接部
の耐食性に優れているため、酸洗や研磨などの後処理を
行わず、溶接加工のままで、腐食性の環境に使用するこ
とが可能である。さらに、Ｔｉを多量に添加した鋼と比
べて表面きずも発生しにくいため冷延工程での歩留まり
が高く、比較的安価に製造することが可能となる。
接部の溶接金属部と熱影響部の耐食性を同時に満足する
フェライト系ステンレス鋼が得られた。この鋼は溶接部
の耐食性に優れているため、酸洗や研磨などの後処理を
行わず、溶接加工のままで、腐食性の環境に使用するこ
とが可能である。さらに、Ｔｉを多量に添加した鋼と比
べて表面きずも発生しにくいため冷延工程での歩留まり
が高く、比較的安価に製造することが可能となる。
【図１】溶接熱影響部の酸化皮膜をＥＳＣＡにより分析
した結果を示す図。
した結果を示す図。
【図２】実施例の浸漬試験結果について横軸をＣｒ＋３
(Ｍｏ＋Ｃｕ)、縦軸を溶着部の最大侵食深さとして整理
した図。
(Ｍｏ＋Ｃｕ)、縦軸を溶着部の最大侵食深さとして整理
した図。
【図３】実施例の浸漬試験結果について横軸を ５(Ｔｉ
＋Ｚｒ)＋２０(Ａｌ−０.０１）、縦軸を熱影響部の最
大侵食深さとして整理した図。
＋Ｚｒ)＋２０(Ａｌ−０.０１）、縦軸を熱影響部の最
大侵食深さとして整理した図。
【図４】 実施例に示した鋼のうちＡｌ含有量のみを変
化したＮo.３、Ｎo.５とＮo.１８の浸漬試験結果につい
て横軸をＡｌ含有量、縦軸を熱影響部の最大侵食深さと
して整理した図。
化したＮo.３、Ｎo.５とＮo.１８の浸漬試験結果につい
て横軸をＡｌ含有量、縦軸を熱影響部の最大侵食深さと
して整理した図。
【図５】 実施例に示した鋼のうちＮo.１、Ｎo.３、Ｎ
o.４、Ｎo.６、Ｎo.１１とＮo.１２の浸漬試験結果につ
いて横軸に鋼種、縦軸に腐食減量として整理した図。
o.４、Ｎo.６、Ｎo.１１とＮo.１２の浸漬試験結果につ
いて横軸に鋼種、縦軸に腐食減量として整理した図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西川 光昭 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新 製鋼株式会社 鉄鋼研究所 ステンレ ス・高合金研究部内 (56)参考文献 特開 昭57−137455（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−126954（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−149111（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−110415（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ ：０．０２５％以下 Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ ：０．０４％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．６％以下 Ｃｒ：１６〜３５％ Ｍｏ：０．３〜６％ Ｎ ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．１〜０．６％ Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含み、かつこれらの成分の
間に、 Ｃ＋Ｎ≦０．０４％とＮｂ＋Ｔｉ≧７（Ｃ＋Ｎ）＋０．
１５を満足し、次の式Ｂ１＝Ｃｒ＋３Ｍｏ≧２３．５
で、かつＰ１＝５Ｔｉ＋２０（Ａｌ−０．０１）≧１．
５となる範囲に維持される関係が成立し、 残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなるフェラ
イト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 質量％で Ｃ ：０．０２５％以下 Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ ：０．０４％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．６％以下 Ｃｒ：１６〜３５％ Ｍｏ：０．３〜６％ Ｎ ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．１〜０．６％ Ｔｉ：０．０５〜０．３％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％を含み、かつこれらの成分の
間に、 Ｃ＋Ｎ≦０．０４％とＮｂ＋Ｔｉ≧７（Ｃ＋Ｎ）＋０．
１５を満足し、次の式Ｂ１＝Ｃｒ＋３Ｍｏ≧２３．５
で、かつＰ２＝５（Ｔｉ＋Ｚｒ）＋２０（Ａｌ−０．０
１）≧１．５となる範囲に維持される関係が成立し、 残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなるフェラ
イト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 質量％で Ｃ ：０．０２５％以下 Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０％以下 Ｐ ：０．０４％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．６％以下 Ｃｒ：１６〜３５％ Ｍｏ：０．３〜６％ Ｎ ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．１〜０．６％ Ｔｉ：０．０５〜０．３％ Ｃｕ：０．１〜１．０％ Ｚｒ：０．０５〜０．３％を含み、かつこれらの成分の
間に、 Ｃ＋Ｎ≦０．０４％とＮｂ＋Ｔｉ≧７（Ｃ＋Ｎ）＋０．
１５を満足し、次の式Ｂ２＝Ｃｒ＋３（Ｍｏ＋Ｃｕ）≧
２３．５で、かつＰ２＝５（Ｔｉ＋Ｚｒ）＋２０（Ａｌ
−０．０１）≧１．５となる範囲に維持される関係が成
立し、 残部は実質的に鉄および不可避的不純物からなるフェラ
イト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3262613A JP2739531B2 (ja) | 1991-09-17 | 1991-09-17 | 溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3262613A JP2739531B2 (ja) | 1991-09-17 | 1991-09-17 | 溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27799197A Division JP3190290B2 (ja) | 1997-09-26 | 1997-09-26 | 溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570899A JPH0570899A (ja) | 1993-03-23 |
| JP2739531B2 true JP2739531B2 (ja) | 1998-04-15 |
Family
ID=17378225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3262613A Expired - Lifetime JP2739531B2 (ja) | 1991-09-17 | 1991-09-17 | 溶接部耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2739531B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007302995A (ja) * | 2006-04-10 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器 |
| WO2008120409A1 (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-09 | Nisshin Steel Co., Ltd. | 溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5119605B2 (ja) * | 2006-03-31 | 2013-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| KR100821060B1 (ko) * | 2006-12-28 | 2008-04-08 | 주식회사 포스코 | 내식성 및 고온 내변색성이 우수한 페라이트계스테인리스강 |
| JP4999515B2 (ja) * | 2007-03-28 | 2012-08-15 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 容器材料用クロム含有鋼およびその溶接方法、ならびに、容器材料 |
| JP2009161836A (ja) * | 2008-01-09 | 2009-07-23 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶接隙間部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2009167439A (ja) * | 2008-01-11 | 2009-07-30 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶接隙間構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP5489759B2 (ja) | 2009-02-09 | 2014-05-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 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 |
| JP2011173124A (ja) * | 2010-02-23 | 2011-09-08 | Nisshin Steel Co Ltd | フェライト系ステンレス鋼の溶接方法 |
| JP5610796B2 (ja) * | 2010-03-08 | 2014-10-22 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 炭化水素燃焼排ガスから発生する凝縮水環境における耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP5793283B2 (ja) | 2010-08-06 | 2015-10-14 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 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 |
| JP5903881B2 (ja) * | 2011-12-26 | 2016-04-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 |
| ES2831163T3 (es) | 2012-09-03 | 2021-06-07 | Aperam Stainless France | Chapa de acero inoxidable ferrítico, procedimiento de fabricación y uso del mismo, especialmente en líneas de escape |
| JP6699670B2 (ja) | 2016-09-02 | 2020-05-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| KR102337567B1 (ko) * | 2017-05-26 | 2021-12-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 페라이트계 스테인리스강 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51110415A (en) * | 1975-03-26 | 1976-09-30 | Nippon Steel Corp | Kojinsei kotaishokuseifueraitokeisutenresuko |
| JPS6048584B2 (ja) * | 1977-06-02 | 1985-10-28 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接部のじん性および加工性に優れる極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼 |
| ATE12527T1 (de) * | 1981-01-16 | 1985-04-15 | Allegheny Ludlum Steel | Ferritischer, rostfreier, korrosionsbestaendiger, schweissbarer stahl mit geringem gehalt an zwischengittersubstanzen und verfahren zu seiner herstellung. |
| JPS57126954A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Nisshin Steel Co Ltd | Corrosion-resistant ferritic stainless steel |
-
1991
- 1991-09-17 JP JP3262613A patent/JP2739531B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007302995A (ja) * | 2006-04-10 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器 |
| WO2008120409A1 (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-09 | Nisshin Steel Co., Ltd. | 溶接構造温水容器用フェライト系ステンレス鋼および温水容器 |
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|---|---|
| JPH0570899A (ja) | 1993-03-23 |
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