JP4013515B2 - 耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 - Google Patents
耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4013515B2 JP4013515B2 JP2001307780A JP2001307780A JP4013515B2 JP 4013515 B2 JP4013515 B2 JP 4013515B2 JP 2001307780 A JP2001307780 A JP 2001307780A JP 2001307780 A JP2001307780 A JP 2001307780A JP 4013515 B2 JP4013515 B2 JP 4013515B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- corrosion resistance
- stainless steel
- intergranular corrosion
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、 従来の溶接構造用マルテンサイト系ステンレス鋼の代替となるステンレス鋼、 特に溶接および曲げ加工が多用される建築土木用途に適合する、耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
近年、JIS に規定されたSUS304（18質量％Cr−８質量％Ni鋼）に代表される、オーステナイト系ステンレス鋼を、例えばプールの上屋のような、屋外の人目に付く部位で裸使用する等、ステンレス鋼の建築骨組への適用が徐々に拡大している。 しかしながら，SUS304などのオーステナイト系ステンレス鋼は、 原料コストの高いNiを通常７〜15質量％程度で含有する、高価な材料であるため、 よりコストが低く、しかも耐食性に優れた鋼種が求められている。
【０００３】
すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、Ni含有量が低いためにコストの削減がはかれるマルテンサイト系ステンレス鋼を、上記オーステナイト系ステンレス鋼の代替とすることが検討されている。例えば、マルテンサイト系ステンレス鋼を建築骨組等へ適用するには、建築骨組とする際に施される溶接加工の溶接部における耐食性を改善し、 かつ溶接部以外の母材の耐食性も優れること、さらに低強度で伸びを高くして曲げ加工等も容易にすることが、必要になる。
【０００４】
【従来の技術】
さて、一般に溶接構造用に用いられるマルテンサイト系ステンレス鋼は、Cr含有量が11〜15質量％であり，SUS430（16質量％Cr含有鋼）や上記SUS304と比較すると耐食性が不足している。 特に、溶接熱影響部では、 Crが炭窒化物となって粒界に析出してCr欠乏層が形成されるため、 このCr欠乏層を起点とした腐食が進行し易く、特にCr含有量の低いマルチンサイト系ステンレス鋼では、この現象が顕著であり、耐粒界腐食性の低下が著しい。
【０００５】
この耐粒界腐食性に関する対策として、 特公平４−35551 号公報では、Ｃ、Ｓ、ＰおよびＯ等の不純物元素の含有量を極力低減することにより、 耐食性および加工性をSUS430以上としたステンレス鋼が記載されている。 しかし、 鋼の靭性を顕著に向上させるNiの添加量が十分でないなどの理由により、 溶接熱影響部の靭性が不足し、 構造物には用いることが出来ない場合があった。
【０００６】
また、特開平11−302795号公報には、住宅環境での耐食性、溶接性および溶接部特性に優れた建築構造用ステンレス鋼が記載されている。この鋼は、耐溶接割れ性および溶接熱影響部の靭性には優れていたが、特に注意すべき溶接部の耐粒界腐食性への対応がなされていなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、この発明の目的は、上記の問題を解決し、特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を顕著に改善した、溶接熱影響部の靭性に優れ、さらに低強度で高い伸びを持つ、曲げ加工性に優れる、構造用ステンレス鋼を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、ステンレス鋼の成分が，母材の耐食性（粒界腐食ではなく、孔食あるいは肉厚減少のような均一な腐食への耐性を指す：以下、同様）および機械的性質と、溶接部の耐粒界腐食性および靭性に及ぼす影響について詳細に調査した。その結果、以下の（ａ）および（ｂ）を同時に達成することにより、特にCrC の粒界析出に伴う粒界腐食が顕著に防止されることを新たに見出した。
【０００９】
（ａ）Ｃ含有量を極力低減し、 CrC の粒界析出を減少させる。 すなわち、Ｃ含有量の低減は、 溶接熱影響部の靭性向上および強度を低下させ、加工性を改善する効果をも示す。 そして、Ｃの低減に伴うマルテンサイト生成量の減少はＮ添加で補う。
【００１０】
（ｂ）ＮおよびMoの添加により、Cr炭窒化物の析出が抑制される結果、CrC の粒界析出が低減する。同時に、ＮおよびMoの添加は、母材の耐食性を改善させる効果も示す。
【００１１】
以上の知見を得るに到った実験結果の一例として、13質量％Cr−0.8 質量％Mn−1.5 質量％Ni−１質量％Moをベースに、ＣおよびＮの含有量を変えた鋼について、 溶接熱影響部の耐粒界腐食性を調べた結果について、図１に示す。 なお、耐粒界腐食性は、板厚３mmの熱延焼鈍板を酸洗してから、Ｙ308 ワイヤを用いてMIG による突き合わせ溶接を行い、 余盛を研削した溶接部分を沸騰硫酸・硫酸銅溶液中に16時間浸漬したのち、 溶接部に曲げ試験を行って、 溶接熱影響部の粒界腐食の有無を調べて評価した。 図１に示すように、Ｃ含有量が0.02質量％より低い領域において，Ｎ含有量が0.05質量％から0.10質量％の間では、粒界腐食は見られなかった。
【００１２】
この発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、 その構成は次の通りである。
(i) Ｃ：0.02質量％未満、Si：1.0 質量％以下、Mn：1.5 質量％以下、Al：0.10質量％以下、 Cr：11.0質量％以上15.0質量％以下、Ni：0.8 質量％超え3.0 質量％未満、Mo：0.5 質量％以上2.0 質量％以下およびＮ：0.05質量％超え0.10質量％以下を、下記式(1) および(2) を満足する範囲にて含有し、かつＰ：0.04質量％以下およびＳ：0.01質量％以下に抑制し、残部が Feおよび不可避的不純物の成分組成になることを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N] ≧17.0----(1)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-35 ×[C]-10×[N] ≦12.0
----(2)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Si]、[Mn]および [Ｃ] は、 それぞれ Cr、Mo、Ni、Ｎ、Si、MnおよびＣの含有量（質量％）
【００１３】
(ii)上記(i) に記載の成分組成に、さらにCu：2 質量％以下およびCo：2 質量％以下の１種または２種を含有し、かつ下記式(3) および(4) を満足することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N]+ 0.5×[Cu]+0.3×[Co]≧17.0---(3)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-0.6×[Cu]- 35×[C]
-10 ×[N] ≦12.0---(4)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Cu]、[Co]、[Si]、[Mn]および [Ｃ]は、 それぞれCr、Mo、Ni、Ｎ、Cu、Co、Si、MnおよびＣの含有量（質量％）
【００１４】
(iii) 上記(i) または(ii)において、さらにTi：0.2 質量％以下、Nb：0.2 質量％以下、Ｖ：0.2 質量％以下、Zr：0.2 質量％以下およびTa：0.2 質量％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耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１５】
(iv)上記(i) ないし(iii) のいずれかにおいて、さらにＢ：0.0050質量％以下およびCa：0.0050質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１６】
(v) 上記(i) ないし(iv)のいずれかにおいて、さらにＷ：0.10質量％以下およびMg：0.01質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、この発明のステンレス鋼（以下、本発明鋼という）について詳細に説明する。
Ｃ：0.02質量％未満
本発明鋼において、 Ｃは、溶接後の冷却中に、 600 〜700 ℃付近でCrと結合してCrC となって粒界に析出し、 Cr欠乏層を形成させるため、 粒界腐食を促進する元素である。 Ｃの含有量が0.02質量％以上になると、その悪影響が顕著となると共に、 溶接熱影響部の靭性が低下し、さらに強度も高くなり加工性も低下するため、0.02 質量％未満に限定する。 特に、 耐粒界腐食性の観点からは、 上限を0.012 質量％とすることが望ましい。
【００１８】
Si：1.0 質量％以下
Siは、 脱酸剤として必要な元素であるとともに、 鋼の強度を高める元素である。 しかしながら、その含有量が1.0 質量％を超えると、鋼を顕著に脆化させて溶接熱影響部の靭性を低下するばかりでなく、 強度が高くなり加工性も低下することから、 1.0 質量％を上限とする。 特に、溶接熱影響部の靭性の観点からは、0.50質量％以下の含有が望ましい。
【００１９】
Mn：1.5 質量％以下
Mnは、高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相生成を促進し、 溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織を50体積％以上生成させることにより、 構造用ステンレス鋼に要求れる溶接部の靭性を向上させる、効果を有する。 そのためには、0.5 質量％を超えて添加することが好ましい。 しかし、過剰に添加すると耐食性を低下させ、 また鋼の強度を高めて加工性を低下させることから、1.5質量％以下に限定する。 特に、耐食性の観点からは、1.0 質量％以下の含有が望ましい。
【００２０】
Al：0.10質量％以下、
Alは、製鋼上脱酸剤として必要であるが、 過度の添加は介在物の形成し、 靭性の低下が顕著になるため、0.10質量％以下に限定する。 特に、溶接熱影響部の靭性確保の観点からは、0.05質量％以下とすることが好ましい。なお、脱酸剤として用いるためには、0.01質量％以上で含有することが好ましい。
【００２１】
Cr：11.0質量％以上15.0質量％以下
Crは、ステンレス鋼の特徴である耐食性の改善に有効な元素成分であり、 十分な耐食性および耐粒界腐食性を得るためには、11.0質量％以上が必要であり、 これを下限とする。 特に、耐食性の観点から、Crは12.0質量％以上添加することが好ましい。 一方、Crは鋼の靭性を低下させ、特に15.0質量％を超えて含有すると、靭性の低下が著しくなるため、15.0質量％を上限とする。特に、靭性の観点からは、Crを14.0質量％以下とすることが望ましい。
【００２２】
Ni：0.8 質量％超え3.0 質量％未満
Niは、 ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上させ、 また高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相生成を促進し、 溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織を50体積％以上生成させることにより、 構造用ステンレス鋼の特徴である溶接部靭性を向上させる。 この効果を得るためには、0.8 質量％を超えて添加する必要がある。 しかしながら、3.0 質量以上％を添加しても、その効果が飽和するばかりでなく、 鋼の強度が高くなり加工性が低下し、 また素材のコストが高くなるため、3.0 質量％未満の含有とする。
【００２３】
Mo：0.5 質量％以上2.0 質量％以下
Moは、耐食性の向上に有効な元素であり、十分な耐食性および耐粒界腐食性の改善効果を得るためには、0.5 質量％以上の含有が必要である。 一方、2.0 質量％を超えて含有すると、 その効果が飽和するばかりでなく、 靭性を低下させ、 また強度が高くなり加工性を低下するため、2.0 質量％を上限とする。 特に、耐食性および耐粒界腐食性の観点からは、1.0 質量％以上で含有することが望ましい。
【００２４】
Ｎ：0.05質量％超え0.10質量％以下
Ｎは、 本発明鋼において特に重要な元素であり、鋼中の固溶状態のＮは、 耐食性を改善させる。 また、 Ｎの添加は、CrC の析出を抑制する効果があり、 耐粒界腐食性をも改善させる。 この効果を得るためには、0.05質量％を超える含有が必要である。 一方、Ｎを過度に含有すると、固溶できなくなったＮがCrN として粒界に析出するため、 耐粒界腐食性が低下する。 また、Ｃと同様に溶接部靭性を低下させ、 さらには強度を高めて加工性を低下させる。 すなわち、含有量が0.10質量％を超えると、その悪影響が顕著となるため、0.10質量％以下に限定する。 特に、 溶接部靭性の観点から、 上限は0.07質量％とすることが望ましい。
【００２５】
Ｐ：0.04質量％以下
Ｐは、 熱間加工性を顕著に低下させる元素であり、 出来る限り含有量が低い方が製造性が良好である。 したがって0.04質量％を上限とする。 熱間加工性の観点からは、 含有量を0.02質量％以下にすることが望ましい。 なお、あまりに低くすると、製鋼のコストの上昇を招くことになる。
【００２６】
Ｓ：0.01質量％以下
Ｓは、 Ｐと同様に、 含有量が高いと熱間加工性が顕著に低下するため、上限を0.01質量％とする。 製鋼時の脱Ｓ処理にかかる経済的制限から熱間加工性の観点からは，含有量を0.003 質量％以下にすることが望ましい。 なお、あまりに低くすると、製鋼コストの上昇を招くことになる。
【００２７】
また、 本発明鋼では、 上記した基本成分組成において、上記した式(1) および(2) の２式を満たすことが必須となる。
すなわち上記（1)式は、 母材の耐食性に及ぼす各種元素の影響を定式化したものであり、 この左辺が17.0以上であれば，SUS430（16質量％Cr含有鋼）以上の耐食性が得られる。 母材の耐食性の改善とともに、 耐粒界腐食性も改善される。
【００２８】
また、上記（2)式において、Cr，Si，Moはいわゆるフェライト生成元素であり、構造用ステンレス鋼の特徴である高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相を生じにくくする。 また，Mn、Ni、（Cu）、ＣおよびＮはオーステナイト生成元素であり、高温でのオーステナイト相を生じやすくする。すなわち、（2)式の左辺の値が大きいほど高温でのオーステナイト相が生じにくくなることを意味する。 そして、 発明者らが詳細に調査した結果、溶接熱影響部の靭性を向上させるには、溶接時の入熱による溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防止し、微細化することが重要である。 そして、上記(2) 式の左辺の値が12.0以下であれば、高温でのオーステナイト相から冷却される際のマルテンサイト相への変態により、溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織が50体積％以上生じるために、 溶接熱影響部の靭性が顕著に向上する。
【００２９】
一方、上記(2) 式の左辺の値が12.0を超える場合には、フェライト単相あるいは高温で極少量のオーステナイト相しか生じないため、溶接熱影響部でフェライト粒が粗大化し、靭性が顕著に低下する。以上の知見により、溶接熱影響部の靭性向上のため、上記(2) 式の左辺の値を12.0以下に限定した。
【００３０】
なお、本発明鋼においては、上記した基本成分に加えて、後述するCuおよびCoの１種または２種を添加することが可能であり、この場合は、上記した式(1) および(2) に替えて、上記した式(3) および(4) を満足することが肝要である。但し、式(3) および(4) にて表される意義は、上記の式(1) および(2) と同様である。
【００３１】
本発明鋼においては、上記した基本成分に加えて、以下の各成分を必要に応じて添加することが可能である。
Cu：2 質量％以下およびCo：2 質量％以下の１種または２種
CuおよびCoは、 Moと同様に耐食性の改善に有効な元素であるため、 必要に応じて添加する。 十分な耐食性および耐粒界腐食性の改善効果を得るためには、 それぞれ0.3 質量％以上は添加することが好ましい。一方、それぞれ２質量％を超えて含有すると、 効果が飽和するばかりでなく、 靭性および加工性を低下させるため、２質量％を上限とする。
【００３２】
Ti，Nb，Ｖ，ZrおよびTaの１種または２種以上をそれぞれ0.2 質量％以下
Ti，Nb，V ，ZrおよびTaは、炭化物を形成しやすい元素であり, CrC の析出を防止し耐粒界腐食性を改善するため、必要に応じて添加する。 しかしながら、0.2 質量％を超えて添加すると、これらの炭窒化物が粒界に析出するようになり、靭性が低下するため、0.2 質量％を上限とする。なお、Ti，Nb，V ，ZrおよびTaの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３３】
Ｂ：0.0050質量％以下およびCa：0.0050質量％以下の１種または２種
ＢおよびCaは、微量の添加で鋼の熱間加工性を向上する効果があり、必要に応じて添加する。 しかしながら，0.0050質量％を超えて添加しても、効果が飽和するばかりでなく、耐食性が低下するため、0.0050質量％を上限とする。なお、ＢおよびCaの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３４】
Ｗ：0.10質量％以下およびMg：0.01質量％以下の１種または２種
ＷおよびMgは、鋼の耐食性を改善する効果があり、 必要に応じて添加する。 しかしながら、ＷおよびMgはそれぞれ0.10質量％および0.01質量以上で含有すると、靭性を低下させるため、ＷおよびMgはそれぞれ0.10質量％および0.01質量％以下に限定する。 なお、ＷおよびMgの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３５】
本発明鋼は、上記成分以外は Feおよび不可避的不純物からなる。 すなわち、残部にFe以外にアルカリ金属、アルカリ土類金属、希土類元素および遷移金属などが少量含有されることを意味する。これらの元素の少量の含有は、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３６】
ここで、本発明の鋼を製造する方法は、特に限定されず、ステンレス鋼の製造の一般に従えばよい。例えば、製鋼は、前記基本成分および必要に応じて添加される成分とを、転炉あるいは電気炉等で溶製し、VOD （Vacuum Oxygen Decarburization ）あるいはAOD （Argon Oxygen Decarurization ）により２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法にしたがって鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から、連続鋳造法を適用することが好ましい。
【００３７】
次いで、連続鋳造して得られた鋼素材は、1000〜1250℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。この熱延板は、必要に応じて、好ましくは600 〜800 ℃のバッチ式焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールされて製品となる。 また、用途によっては、冷間圧延を施し、700 〜800 ℃の連続焼鈍後に酸洗を施して、冷延焼鈍板としたのち、薄板製品となる。
【００３８】
なお、本発明鋼に施す溶接方法としては、MIG 、MAG およびTIG 等のアーク溶接、スポット溶接、そしてシーム溶接などがすべて適用可能である。本発明鋼は，Ｃ含有量が十分に低く、 溶接割れが防止されているため、 溶接後の後熱処理が不要で、 溶接ままでも構造材として十分使用可能であるが、 強度の調整などのために、 後熱処理を行っても良い。
【００３９】
【実施例】
以下、この発明の実施例および比較例を挙げ、この発明をより具体的に説明する。
まず、表１に示す化学組成を有する50kg鋼塊を真空溶解炉で溶製し、通常の熱間圧延により厚さ３mmの熱延板とした。その後、アルゴン雰囲気中にて700 ℃×10時間の加熱処理後徐冷する、焼なまし熱処理を行ってから、酸洗で脱スケールを行って供試材とした。 かくして得られた供試材から、寸法70mm×150mm のサンプルを採取し、JIS Z2371 に準拠した塩水噴霧試験（SST)を24時間行って試験面の発錆面率を測定し、耐食性を評価した。
【００４０】
また、 供試材から採取した試験片に、MIG 突き合わせ溶接（ワイヤＹ308 ，電流：240A，電圧：19Ｖ，溶接速度：９mm／ｓ，シールドガス：100 ％Arを20リットル／分、 ルートギャップ：1 mm）を行い、 耐粒界腐食性を調べるため、 溶接部を沸騰硫酸・硫酸鋼溶液中に入れたのち、 曲げ試験を行って、 溶接熱影響部の粒界腐食割れの有無を調べた。 試験溶液は，1.8 ％H2SO4 ＋6.4 ％CuSO4 であり、銅片を試験終了後も残存するように添加した。 なお、試験片は、 図２に示すサイズとし、 溶接余盛を研削したのち、 溶接熱影響部を中心にして、 寸法25mm×70mmを切り出した。 この試験片を試験溶液中に入れ連続16時間沸騰試験を行ったのち、試験溶液から取り出し、 溶接熱影響部を中心に曲げ半径3.0mm の180 度曲げを行い、 曲げの外側を拡大鏡で観察し、 粒界腐食による割れの有無を調べた。
【００４１】
さらに、 溶接部靭性を評価するため、 図３に示すサイズとし、 溶接余盛を研削した後、 溶接熱影響部にノッチ加工を施し、 JIS Ｚ2242に準拠したシャルピー衝撃試験を行い、 ０℃でのシャルピー衝撃値を測定した。
さらにまた、JIS Ｚ2201の13号Ｂ形状の試験片を採取し、 JIS Ｚ2241に準拠した引張試験により、 圧延方向の破断強度および破断伸びを測定した。
以上の測定並びに評価結果を、表１に併記する。
【００４２】
なお、塩水噴霧試験の発錆面積率は30％以下、試験温度０℃での溶接熱影響部のシャルピー衝撃値（vEO ℃）は50J ／cm2 以上、そして破断伸びは28％以上であれば、 実使用環境における特性に優れ、この発明で所期する性能が得られていることになる。
【００４３】
【表１】
【００４４】
表１から明らかなように、この発明に従うステンレス鋼は、母材の耐食性、 溶接部の耐粒界腐食性、 さらに溶接熱影響部の靭性が優れていることが分かる。 また、 強度が低く伸びが高いため、 加工性にも優れている。 比較鋼は、 これらのいずれかの特性が本発明鋼に比べて劣っている。
【００４５】
【発明の効果】
以上述べたように、 この発明によれば、溶接部の耐粒界腐食性が顕著に改善され、 しかも溶接熱影響部の靭性に優れかつ加工性にも優れた、構造用に適したステンレス鋼を提供できる。本発明鋼は、 例えば、 溶接が必須であり、 曲げ等の加工性が必要となる、建築土木構造物にとりわけ適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】 MIG 溶接部の粒界腐食試験結果の一例を示す図である。
【図２】 MIG 溶接部の粒界腐食試験片の形状を示す図である。
【図３】 MIG 溶接部のシャルピー衝撃試験片の形状を示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、 従来の溶接構造用マルテンサイト系ステンレス鋼の代替となるステンレス鋼、 特に溶接および曲げ加工が多用される建築土木用途に適合する、耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼に関するものである。
【０００２】
近年、JIS に規定されたSUS304（18質量％Cr−８質量％Ni鋼）に代表される、オーステナイト系ステンレス鋼を、例えばプールの上屋のような、屋外の人目に付く部位で裸使用する等、ステンレス鋼の建築骨組への適用が徐々に拡大している。 しかしながら，SUS304などのオーステナイト系ステンレス鋼は、 原料コストの高いNiを通常７〜15質量％程度で含有する、高価な材料であるため、 よりコストが低く、しかも耐食性に優れた鋼種が求められている。
【０００３】
すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、Ni含有量が低いためにコストの削減がはかれるマルテンサイト系ステンレス鋼を、上記オーステナイト系ステンレス鋼の代替とすることが検討されている。例えば、マルテンサイト系ステンレス鋼を建築骨組等へ適用するには、建築骨組とする際に施される溶接加工の溶接部における耐食性を改善し、 かつ溶接部以外の母材の耐食性も優れること、さらに低強度で伸びを高くして曲げ加工等も容易にすることが、必要になる。
【０００４】
【従来の技術】
さて、一般に溶接構造用に用いられるマルテンサイト系ステンレス鋼は、Cr含有量が11〜15質量％であり，SUS430（16質量％Cr含有鋼）や上記SUS304と比較すると耐食性が不足している。 特に、溶接熱影響部では、 Crが炭窒化物となって粒界に析出してCr欠乏層が形成されるため、 このCr欠乏層を起点とした腐食が進行し易く、特にCr含有量の低いマルチンサイト系ステンレス鋼では、この現象が顕著であり、耐粒界腐食性の低下が著しい。
【０００５】
この耐粒界腐食性に関する対策として、 特公平４−35551 号公報では、Ｃ、Ｓ、ＰおよびＯ等の不純物元素の含有量を極力低減することにより、 耐食性および加工性をSUS430以上としたステンレス鋼が記載されている。 しかし、 鋼の靭性を顕著に向上させるNiの添加量が十分でないなどの理由により、 溶接熱影響部の靭性が不足し、 構造物には用いることが出来ない場合があった。
【０００６】
また、特開平11−302795号公報には、住宅環境での耐食性、溶接性および溶接部特性に優れた建築構造用ステンレス鋼が記載されている。この鋼は、耐溶接割れ性および溶接熱影響部の靭性には優れていたが、特に注意すべき溶接部の耐粒界腐食性への対応がなされていなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、この発明の目的は、上記の問題を解決し、特に溶接熱影響部の耐粒界腐食性を顕著に改善した、溶接熱影響部の靭性に優れ、さらに低強度で高い伸びを持つ、曲げ加工性に優れる、構造用ステンレス鋼を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、ステンレス鋼の成分が，母材の耐食性（粒界腐食ではなく、孔食あるいは肉厚減少のような均一な腐食への耐性を指す：以下、同様）および機械的性質と、溶接部の耐粒界腐食性および靭性に及ぼす影響について詳細に調査した。その結果、以下の（ａ）および（ｂ）を同時に達成することにより、特にCrC の粒界析出に伴う粒界腐食が顕著に防止されることを新たに見出した。
【０００９】
（ａ）Ｃ含有量を極力低減し、 CrC の粒界析出を減少させる。 すなわち、Ｃ含有量の低減は、 溶接熱影響部の靭性向上および強度を低下させ、加工性を改善する効果をも示す。 そして、Ｃの低減に伴うマルテンサイト生成量の減少はＮ添加で補う。
【００１０】
（ｂ）ＮおよびMoの添加により、Cr炭窒化物の析出が抑制される結果、CrC の粒界析出が低減する。同時に、ＮおよびMoの添加は、母材の耐食性を改善させる効果も示す。
【００１１】
以上の知見を得るに到った実験結果の一例として、13質量％Cr−0.8 質量％Mn−1.5 質量％Ni−１質量％Moをベースに、ＣおよびＮの含有量を変えた鋼について、 溶接熱影響部の耐粒界腐食性を調べた結果について、図１に示す。 なお、耐粒界腐食性は、板厚３mmの熱延焼鈍板を酸洗してから、Ｙ308 ワイヤを用いてMIG による突き合わせ溶接を行い、 余盛を研削した溶接部分を沸騰硫酸・硫酸銅溶液中に16時間浸漬したのち、 溶接部に曲げ試験を行って、 溶接熱影響部の粒界腐食の有無を調べて評価した。 図１に示すように、Ｃ含有量が0.02質量％より低い領域において，Ｎ含有量が0.05質量％から0.10質量％の間では、粒界腐食は見られなかった。
【００１２】
この発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、 その構成は次の通りである。
(i) Ｃ：0.02質量％未満、Si：1.0 質量％以下、Mn：1.5 質量％以下、Al：0.10質量％以下、 Cr：11.0質量％以上15.0質量％以下、Ni：0.8 質量％超え3.0 質量％未満、Mo：0.5 質量％以上2.0 質量％以下およびＮ：0.05質量％超え0.10質量％以下を、下記式(1) および(2) を満足する範囲にて含有し、かつＰ：0.04質量％以下およびＳ：0.01質量％以下に抑制し、残部が Feおよび不可避的不純物の成分組成になることを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N] ≧17.0----(1)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-35 ×[C]-10×[N] ≦12.0
----(2)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Si]、[Mn]および [Ｃ] は、 それぞれ Cr、Mo、Ni、Ｎ、Si、MnおよびＣの含有量（質量％）
【００１３】
(ii)上記(i) に記載の成分組成に、さらにCu：2 質量％以下およびCo：2 質量％以下の１種または２種を含有し、かつ下記式(3) および(4) を満足することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N]+ 0.5×[Cu]+0.3×[Co]≧17.0---(3)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-0.6×[Cu]- 35×[C]
-10 ×[N] ≦12.0---(4)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Cu]、[Co]、[Si]、[Mn]および [Ｃ]は、 それぞれCr、Mo、Ni、Ｎ、Cu、Co、Si、MnおよびＣの含有量（質量％）
【００１４】
(iii) 上記(i) または(ii)において、さらにTi：0.2 質量％以下、Nb：0.2 質量％以下、Ｖ：0.2 質量％以下、Zr：0.2 質量％以下およびTa：0.2 質量％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耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１５】
(iv)上記(i) ないし(iii) のいずれかにおいて、さらにＢ：0.0050質量％以下およびCa：0.0050質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１６】
(v) 上記(i) ないし(iv)のいずれかにおいて、さらにＷ：0.10質量％以下およびMg：0.01質量％以下の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、この発明のステンレス鋼（以下、本発明鋼という）について詳細に説明する。
Ｃ：0.02質量％未満
本発明鋼において、 Ｃは、溶接後の冷却中に、 600 〜700 ℃付近でCrと結合してCrC となって粒界に析出し、 Cr欠乏層を形成させるため、 粒界腐食を促進する元素である。 Ｃの含有量が0.02質量％以上になると、その悪影響が顕著となると共に、 溶接熱影響部の靭性が低下し、さらに強度も高くなり加工性も低下するため、0.02 質量％未満に限定する。 特に、 耐粒界腐食性の観点からは、 上限を0.012 質量％とすることが望ましい。
【００１８】
Si：1.0 質量％以下
Siは、 脱酸剤として必要な元素であるとともに、 鋼の強度を高める元素である。 しかしながら、その含有量が1.0 質量％を超えると、鋼を顕著に脆化させて溶接熱影響部の靭性を低下するばかりでなく、 強度が高くなり加工性も低下することから、 1.0 質量％を上限とする。 特に、溶接熱影響部の靭性の観点からは、0.50質量％以下の含有が望ましい。
【００１９】
Mn：1.5 質量％以下
Mnは、高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相生成を促進し、 溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織を50体積％以上生成させることにより、 構造用ステンレス鋼に要求れる溶接部の靭性を向上させる、効果を有する。 そのためには、0.5 質量％を超えて添加することが好ましい。 しかし、過剰に添加すると耐食性を低下させ、 また鋼の強度を高めて加工性を低下させることから、1.5質量％以下に限定する。 特に、耐食性の観点からは、1.0 質量％以下の含有が望ましい。
【００２０】
Al：0.10質量％以下、
Alは、製鋼上脱酸剤として必要であるが、 過度の添加は介在物の形成し、 靭性の低下が顕著になるため、0.10質量％以下に限定する。 特に、溶接熱影響部の靭性確保の観点からは、0.05質量％以下とすることが好ましい。なお、脱酸剤として用いるためには、0.01質量％以上で含有することが好ましい。
【００２１】
Cr：11.0質量％以上15.0質量％以下
Crは、ステンレス鋼の特徴である耐食性の改善に有効な元素成分であり、 十分な耐食性および耐粒界腐食性を得るためには、11.0質量％以上が必要であり、 これを下限とする。 特に、耐食性の観点から、Crは12.0質量％以上添加することが好ましい。 一方、Crは鋼の靭性を低下させ、特に15.0質量％を超えて含有すると、靭性の低下が著しくなるため、15.0質量％を上限とする。特に、靭性の観点からは、Crを14.0質量％以下とすることが望ましい。
【００２２】
Ni：0.8 質量％超え3.0 質量％未満
Niは、 ステンレス鋼の特徴である耐食性を向上させ、 また高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相生成を促進し、 溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織を50体積％以上生成させることにより、 構造用ステンレス鋼の特徴である溶接部靭性を向上させる。 この効果を得るためには、0.8 質量％を超えて添加する必要がある。 しかしながら、3.0 質量以上％を添加しても、その効果が飽和するばかりでなく、 鋼の強度が高くなり加工性が低下し、 また素材のコストが高くなるため、3.0 質量％未満の含有とする。
【００２３】
Mo：0.5 質量％以上2.0 質量％以下
Moは、耐食性の向上に有効な元素であり、十分な耐食性および耐粒界腐食性の改善効果を得るためには、0.5 質量％以上の含有が必要である。 一方、2.0 質量％を超えて含有すると、 その効果が飽和するばかりでなく、 靭性を低下させ、 また強度が高くなり加工性を低下するため、2.0 質量％を上限とする。 特に、耐食性および耐粒界腐食性の観点からは、1.0 質量％以上で含有することが望ましい。
【００２４】
Ｎ：0.05質量％超え0.10質量％以下
Ｎは、 本発明鋼において特に重要な元素であり、鋼中の固溶状態のＮは、 耐食性を改善させる。 また、 Ｎの添加は、CrC の析出を抑制する効果があり、 耐粒界腐食性をも改善させる。 この効果を得るためには、0.05質量％を超える含有が必要である。 一方、Ｎを過度に含有すると、固溶できなくなったＮがCrN として粒界に析出するため、 耐粒界腐食性が低下する。 また、Ｃと同様に溶接部靭性を低下させ、 さらには強度を高めて加工性を低下させる。 すなわち、含有量が0.10質量％を超えると、その悪影響が顕著となるため、0.10質量％以下に限定する。 特に、 溶接部靭性の観点から、 上限は0.07質量％とすることが望ましい。
【００２５】
Ｐ：0.04質量％以下
Ｐは、 熱間加工性を顕著に低下させる元素であり、 出来る限り含有量が低い方が製造性が良好である。 したがって0.04質量％を上限とする。 熱間加工性の観点からは、 含有量を0.02質量％以下にすることが望ましい。 なお、あまりに低くすると、製鋼のコストの上昇を招くことになる。
【００２６】
Ｓ：0.01質量％以下
Ｓは、 Ｐと同様に、 含有量が高いと熱間加工性が顕著に低下するため、上限を0.01質量％とする。 製鋼時の脱Ｓ処理にかかる経済的制限から熱間加工性の観点からは，含有量を0.003 質量％以下にすることが望ましい。 なお、あまりに低くすると、製鋼コストの上昇を招くことになる。
【００２７】
また、 本発明鋼では、 上記した基本成分組成において、上記した式(1) および(2) の２式を満たすことが必須となる。
すなわち上記（1)式は、 母材の耐食性に及ぼす各種元素の影響を定式化したものであり、 この左辺が17.0以上であれば，SUS430（16質量％Cr含有鋼）以上の耐食性が得られる。 母材の耐食性の改善とともに、 耐粒界腐食性も改善される。
【００２８】
また、上記（2)式において、Cr，Si，Moはいわゆるフェライト生成元素であり、構造用ステンレス鋼の特徴である高温（およそ1000〜1100℃）でのオーステナイト相を生じにくくする。 また，Mn、Ni、（Cu）、ＣおよびＮはオーステナイト生成元素であり、高温でのオーステナイト相を生じやすくする。すなわち、（2)式の左辺の値が大きいほど高温でのオーステナイト相が生じにくくなることを意味する。 そして、 発明者らが詳細に調査した結果、溶接熱影響部の靭性を向上させるには、溶接時の入熱による溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を防止し、微細化することが重要である。 そして、上記(2) 式の左辺の値が12.0以下であれば、高温でのオーステナイト相から冷却される際のマルテンサイト相への変態により、溶接熱影響部に微細なマルテンサイト組織が50体積％以上生じるために、 溶接熱影響部の靭性が顕著に向上する。
【００２９】
一方、上記(2) 式の左辺の値が12.0を超える場合には、フェライト単相あるいは高温で極少量のオーステナイト相しか生じないため、溶接熱影響部でフェライト粒が粗大化し、靭性が顕著に低下する。以上の知見により、溶接熱影響部の靭性向上のため、上記(2) 式の左辺の値を12.0以下に限定した。
【００３０】
なお、本発明鋼においては、上記した基本成分に加えて、後述するCuおよびCoの１種または２種を添加することが可能であり、この場合は、上記した式(1) および(2) に替えて、上記した式(3) および(4) を満足することが肝要である。但し、式(3) および(4) にて表される意義は、上記の式(1) および(2) と同様である。
【００３１】
本発明鋼においては、上記した基本成分に加えて、以下の各成分を必要に応じて添加することが可能である。
Cu：2 質量％以下およびCo：2 質量％以下の１種または２種
CuおよびCoは、 Moと同様に耐食性の改善に有効な元素であるため、 必要に応じて添加する。 十分な耐食性および耐粒界腐食性の改善効果を得るためには、 それぞれ0.3 質量％以上は添加することが好ましい。一方、それぞれ２質量％を超えて含有すると、 効果が飽和するばかりでなく、 靭性および加工性を低下させるため、２質量％を上限とする。
【００３２】
Ti，Nb，Ｖ，ZrおよびTaの１種または２種以上をそれぞれ0.2 質量％以下
Ti，Nb，V ，ZrおよびTaは、炭化物を形成しやすい元素であり, CrC の析出を防止し耐粒界腐食性を改善するため、必要に応じて添加する。 しかしながら、0.2 質量％を超えて添加すると、これらの炭窒化物が粒界に析出するようになり、靭性が低下するため、0.2 質量％を上限とする。なお、Ti，Nb，V ，ZrおよびTaの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３３】
Ｂ：0.0050質量％以下およびCa：0.0050質量％以下の１種または２種
ＢおよびCaは、微量の添加で鋼の熱間加工性を向上する効果があり、必要に応じて添加する。 しかしながら，0.0050質量％を超えて添加しても、効果が飽和するばかりでなく、耐食性が低下するため、0.0050質量％を上限とする。なお、ＢおよびCaの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３４】
Ｗ：0.10質量％以下およびMg：0.01質量％以下の１種または２種
ＷおよびMgは、鋼の耐食性を改善する効果があり、 必要に応じて添加する。 しかしながら、ＷおよびMgはそれぞれ0.10質量％および0.01質量以上で含有すると、靭性を低下させるため、ＷおよびMgはそれぞれ0.10質量％および0.01質量％以下に限定する。 なお、ＷおよびMgの添加効果は微量添加によっても得られるから、特に下限を設ける必要はない。
【００３５】
本発明鋼は、上記成分以外は Feおよび不可避的不純物からなる。 すなわち、残部にFe以外にアルカリ金属、アルカリ土類金属、希土類元素および遷移金属などが少量含有されることを意味する。これらの元素の少量の含有は、本発明の効果を何ら妨げるものではない。
【００３６】
ここで、本発明の鋼を製造する方法は、特に限定されず、ステンレス鋼の製造の一般に従えばよい。例えば、製鋼は、前記基本成分および必要に応じて添加される成分とを、転炉あるいは電気炉等で溶製し、VOD （Vacuum Oxygen Decarburization ）あるいはAOD （Argon Oxygen Decarurization ）により２次精錬を行う方法が好適である。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法にしたがって鋼素材とすることができるが、生産性および品質の観点から、連続鋳造法を適用することが好ましい。
【００３７】
次いで、連続鋳造して得られた鋼素材は、1000〜1250℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。この熱延板は、必要に応じて、好ましくは600 〜800 ℃のバッチ式焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールされて製品となる。 また、用途によっては、冷間圧延を施し、700 〜800 ℃の連続焼鈍後に酸洗を施して、冷延焼鈍板としたのち、薄板製品となる。
【００３８】
なお、本発明鋼に施す溶接方法としては、MIG 、MAG およびTIG 等のアーク溶接、スポット溶接、そしてシーム溶接などがすべて適用可能である。本発明鋼は，Ｃ含有量が十分に低く、 溶接割れが防止されているため、 溶接後の後熱処理が不要で、 溶接ままでも構造材として十分使用可能であるが、 強度の調整などのために、 後熱処理を行っても良い。
【００３９】
【実施例】
以下、この発明の実施例および比較例を挙げ、この発明をより具体的に説明する。
まず、表１に示す化学組成を有する50kg鋼塊を真空溶解炉で溶製し、通常の熱間圧延により厚さ３mmの熱延板とした。その後、アルゴン雰囲気中にて700 ℃×10時間の加熱処理後徐冷する、焼なまし熱処理を行ってから、酸洗で脱スケールを行って供試材とした。 かくして得られた供試材から、寸法70mm×150mm のサンプルを採取し、JIS Z2371 に準拠した塩水噴霧試験（SST)を24時間行って試験面の発錆面率を測定し、耐食性を評価した。
【００４０】
また、 供試材から採取した試験片に、MIG 突き合わせ溶接（ワイヤＹ308 ，電流：240A，電圧：19Ｖ，溶接速度：９mm／ｓ，シールドガス：100 ％Arを20リットル／分、 ルートギャップ：1 mm）を行い、 耐粒界腐食性を調べるため、 溶接部を沸騰硫酸・硫酸鋼溶液中に入れたのち、 曲げ試験を行って、 溶接熱影響部の粒界腐食割れの有無を調べた。 試験溶液は，1.8 ％H2SO4 ＋6.4 ％CuSO4 であり、銅片を試験終了後も残存するように添加した。 なお、試験片は、 図２に示すサイズとし、 溶接余盛を研削したのち、 溶接熱影響部を中心にして、 寸法25mm×70mmを切り出した。 この試験片を試験溶液中に入れ連続16時間沸騰試験を行ったのち、試験溶液から取り出し、 溶接熱影響部を中心に曲げ半径3.0mm の180 度曲げを行い、 曲げの外側を拡大鏡で観察し、 粒界腐食による割れの有無を調べた。
【００４１】
さらに、 溶接部靭性を評価するため、 図３に示すサイズとし、 溶接余盛を研削した後、 溶接熱影響部にノッチ加工を施し、 JIS Ｚ2242に準拠したシャルピー衝撃試験を行い、 ０℃でのシャルピー衝撃値を測定した。
さらにまた、JIS Ｚ2201の13号Ｂ形状の試験片を採取し、 JIS Ｚ2241に準拠した引張試験により、 圧延方向の破断強度および破断伸びを測定した。
以上の測定並びに評価結果を、表１に併記する。
【００４２】
なお、塩水噴霧試験の発錆面積率は30％以下、試験温度０℃での溶接熱影響部のシャルピー衝撃値（vEO ℃）は50J ／cm2 以上、そして破断伸びは28％以上であれば、 実使用環境における特性に優れ、この発明で所期する性能が得られていることになる。
【００４３】
【表１】
表１から明らかなように、この発明に従うステンレス鋼は、母材の耐食性、 溶接部の耐粒界腐食性、 さらに溶接熱影響部の靭性が優れていることが分かる。 また、 強度が低く伸びが高いため、 加工性にも優れている。 比較鋼は、 これらのいずれかの特性が本発明鋼に比べて劣っている。
【００４５】
【発明の効果】
以上述べたように、 この発明によれば、溶接部の耐粒界腐食性が顕著に改善され、 しかも溶接熱影響部の靭性に優れかつ加工性にも優れた、構造用に適したステンレス鋼を提供できる。本発明鋼は、 例えば、 溶接が必須であり、 曲げ等の加工性が必要となる、建築土木構造物にとりわけ適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】 MIG 溶接部の粒界腐食試験結果の一例を示す図である。
【図２】 MIG 溶接部の粒界腐食試験片の形状を示す図である。
【図３】 MIG 溶接部のシャルピー衝撃試験片の形状を示す図である。
Claims (5)
- Ｃ：0.02質量％未満、
Si：1.0 質量％以下、
Mn：1.5 質量％以下、
Al：0.10質量％以下、
Cr：11.0質量％以上15.0質量％以下、
Ni：0.8 質量％超え3.0 質量％未満、
Mo：0.5 質量％以上2.0 質量％以下および
Ｎ：0.05質量％超え0.10質量％以下
を、下記式(1) および(2) を満足する範囲にて含有し、かつ
Ｐ：0.04質量％以下および
Ｓ：0.01質量％以下
に抑制し、残部が Feおよび不可避的不純物の成分組成になることを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N] ≧17.0----(1)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-35 ×[C]-10×[N] ≦12.0
----(2)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Si]、[Mn]および [Ｃ] は、 それぞれCr、Mo、Ni、Ｎ、Si、MnおよびＣの含有量（質量％） - 請求項１に記載の成分組成に、さらに
Cu：2 質量％以下および
Co：2 質量％以下
の１種または２種を含有し、かつ下記式(3) および(4) を満足することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
記
[Cr]+1.5×[Mo]+1.2×[Ni]+ 25×[N]+ 0.5×[Cu]+0.3×[Co]≧17.0---(3)
[Cr]+0.4×[Si]+0.3×[Mo]-0.4×[Mn]-0.7×[Ni]-0.6×[Cu]- 35×[C]
-10 ×[N] ≦12.0---(4)
ここで、[Cr]、[Mo]、[Ni]、 [Ｎ] 、[Cu]、[Co]、[Si]、[Mn]および [Ｃ]は、 それぞれCr、Mo、Ni、Ｎ、Cu、Co、Si、MnおよびＣの含有量（質量％） - 請求項１または２において、さらに
Ti：0.2 質量％以下、
Nb：0.2 質量％以下、
Ｖ：0.2 質量％以下、
Zr：0.2 質量％以下および
Ta：0.2 質量％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耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。 - 請求項１ないし３のいずれかにおいて、さらに
Ｂ：0.0050質量％以下および
Ca：0.0050質量％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。 - 請求項１ないし４のいずれかにおいて、さらに
Ｗ：0.10質量％以下および
Mg：0.01質量％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001307780A JP4013515B2 (ja) | 2001-10-03 | 2001-10-03 | 耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001307780A JP4013515B2 (ja) | 2001-10-03 | 2001-10-03 | 耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003113446A JP2003113446A (ja) | 2003-04-18 |
| JP4013515B2 true JP4013515B2 (ja) | 2007-11-28 |
Family
ID=19127193
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001307780A Expired - Fee Related JP4013515B2 (ja) | 2001-10-03 | 2001-10-03 | 耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4013515B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6985940B2 (ja) * | 2018-01-09 | 2021-12-22 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 造形用のステンレス鋼粉末 |
-
2001
- 2001-10-03 JP JP2001307780A patent/JP4013515B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003113446A (ja) | 2003-04-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| US20090071575A1 (en) | Hot rolled dual phase steel sheet, and method of making the same | |
| WO2018003521A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板 | |
| JP2013087352A (ja) | 二相ステンレス鋼、二相ステンレス鋼鋳片、および、二相ステンレス鋼鋼材 | |
| CN102933732B (zh) | 焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板及其制造方法 | |
| US7429302B2 (en) | Stainless steel sheet for welded structural components and method for making the same | |
| JP4457492B2 (ja) | 加工性と溶接性に優れたステンレス鋼 | |
| JP7223210B2 (ja) | 耐疲労特性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板 | |
| CN113737103A (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP4013515B2 (ja) | 耐粒界腐食性に優れた構造用ステンレス鋼 | |
| JP4273457B2 (ja) | 穴拡げ加工性に優れた構造用ステンレス鋼板 | |
| JP4192576B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼板 | |
| JP3975882B2 (ja) | 溶接部の加工性並びに靭性に優れた高耐食性低強度ステンレス鋼とその溶接継手 | |
| EP1378580A1 (en) | Structural Fe-Cr steel sheet, manufacturing method thereof, and structural shaped steel | |
| JP3622246B2 (ja) | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| TWI788143B (zh) | 耐疲勞特性優異的析出硬化型麻田散鐵系不鏽鋼 | |
| JP4325243B2 (ja) | 耐粒界腐食性及び加工性に優れた溶接構造用ステンレス鋼板 | |
| JP7156342B2 (ja) | 薄肉管用フェライト系ステンレス鋼板およびこれを用いてなる薄肉管 | |
| JP3933020B2 (ja) | すみ肉溶接継手を形成した際の該すみ肉溶接継手の疲労特性及び靱性に優れたステンレス鋼 | |
| KR100455082B1 (ko) | 용접성이 우수한 페라이트계 스테인레스강 제조방법 | |
| JP4483089B2 (ja) | 成形性と溶接熱影響部での加工性の双方に優れたＣｒ含有耐熱耐食鋼板およびその製造方法 | |
| JP4254583B2 (ja) | 溶接部の耐歪時効特性に優れたＣｒ含有合金 | |
| JP4385502B2 (ja) | 溶接部の加工性及び靭性に優れた溶接管用マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2022106590A (ja) | 電縫鋼管および電縫鋼管の製造方法 | |
| JP4830318B2 (ja) | 表面性状に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040728 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20051227 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060131 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060328 |
|
| 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: 20070821 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070903 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100921 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4013515 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100921 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110921 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110921 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120921 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120921 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130921 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |