JP6262893B1 - フェライト系ステンレス鋼および溶接構造物 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接部の疲労特性が良好なフェライト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】０．０１５質量％以下のＣ、０．０５質量％以上０．４０質量％以下のＳｉ、０．２０質量％以上０．４０質量％以下のＭｎ、０．０３質量％以下のＰ、０．０１質量％以下のＳ、１８．０質量％以上２０．０質量％以下のＣｒ、１．０質量％以上１．５質量％以下のＭｏ、０．１０質量％以上０．３０質量％以下のＴｉ、０．２０質量％以上０．４０質量％以下のＮｂ、０．０２質量％以上０．２０質量％以下のＡｌ、０．００１０質量％以下のＢおよび０．０１５質量％以下のＮを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。このような合金組成の各元素の含有量の範囲において、Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の式を満足する。【選択図】なし
Description
本発明は、溶接熱影響部の疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼および溶接構造物に関する。
高純度フェライト系ステンレス鋼は、ＮｂやＴｉの添加により加工性を改善し、自動車や家電機器や温水缶体等の構造体用材料として広く適用されている。
このような構造体にステンレス鋼を適用する場合には、溶接施工が不可欠であるが、高純度フェライト系ステンレス鋼において溶接を行なうと、溶接スケールにより耐食性が劣化することが知られている。
溶接スケールによる耐食性の劣化を解決する技術としては、例えば、特許文献１および特許文献２等のように、シールが不十分な場合においても耐食性を確保できるようにＣｒ−Ｍｏを比較的高濃度で添加したフェライト系ステンレス鋼が知られている。
一方、特許文献１および特許文献２等のように、耐食性を向上させるために添加するＣｒおよびＭｏは、比較的高価な元素であり、材料コストが上昇してしまう。
そこで、ＣｒやＭｏの添加量をできるだけ低減しつつ、耐食性を向上させる技術としては、特許文献３および特許文献４等のフェライト系ステンレス鋼が知られている。
特許文献３では、ＣｒとＭｏとのバランスおよびＮｂとＴｉとのバランスを調整することで、ＣｒおよびＭｏの添加量を低減しつつ、溶接部の耐食性を向上している。
また、特許文献４では、Ｓｉを鋼板表面にのみ残存させることで、Ｓｉを必要以上添加せずに、ＣｒおよびＭｏの添加量を抑えている。
例えば温水缶体等のような腐食環境が厳しく、溶接施工が施される用途で使用される高純度フェライト系ステンレス鋼は、耐食性を重視し、材料選定がされているが、薄肉化や溶接工法の変化により、溶接部近傍での疲労が問題となる場合が想定される。
しかしながら、上述の特許文献１ないし特許文献４のいずれも、溶接部の耐食性を担保できても、溶接部、特に溶接熱影響部の疲労特性を十分満足するかが検討されていない。
一般的に溶接部の疲労特性を向上させる手段としては、疲労特性と相関のある高強度化が有効であるが、高強度化を図ると加工性が低下するため、加工性が要求される用途には適用できない。
また、用途に応じた加工度によっては、疲労特性向上のための高強度化は適用できる場合も想定されるが、溶接熱影響部に関しては、熱影響による軟化が生じ、溶接熱影響部での疲労特性向上は図ることができない。
したがって、溶接部を含む耐食性および加工性を確保しつつ、溶接部の疲労特性に優れるフェライト系ステンレス鋼が求められていた。
本発明はこのような点に鑑みなされたもので、耐食性および加工性を確保しつつ、溶接した場合の溶接部の疲労特性が良好なフェライト系ステンレス鋼、および、溶接構造物を提供することを目的とする。
請求項１に記載されたフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．０１５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１８．０質量％以上２０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ａｌ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下およびＮ：０．０１５質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の式を満足するものである。
請求項２に記載されたフェライト系ステンレス鋼は、請求項１記載のフェライト系ステンレス鋼において、Ｎｉ：０．６質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下のうち少なくとも１種を含有するものである。
請求項３に記載された溶接構造物は、請求項１または２記載のフェライト系ステンレス鋼が溶接されて形成されたものである。
本発明によれば、所定の範囲に規定された合金組成において、Ｂの含有量を０．００１０質量％以下とし、Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の式を満足するため、耐食性および加工性を確保しつつ、溶接した場合の溶接部の疲労特性を向上できる。
以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。
本発明に係る一実施の形態のフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ（炭素）：０．０１５質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ｐ（リン）：０．０３質量％以下、Ｓ（硫黄）：０．０１質量％以下、Ｃｒ（クロム）：１８．０質量％以上２０．０質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：１．０質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ（チタン）：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．０２質量％以上０．２０質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０．００１０質量％以下およびＮ（窒素）：０．０１５質量％以下を含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物からなる。
また、必要に応じて、Ｎｉ：０．６質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下のうち少なくとも１種を含有してもよい。
さらに、上記合金組成の各元素の含有量の範囲において、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌおよびＢの含有量に基づくＳｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の（１）式を満足する。なお、この（１）式の各元素記号には、そのフェライト系ステンレス鋼が含有している各元素の含有量を示し、その含有量の値（質量％）が代入され、（１）式に含まれる元素のうち無添加のものは０が代入される。
Ｃは、鋼中に不可避的に含有されるが、耐粒界腐食性や加工性を低下させる元素であるため、含有量をできるだけ抑えることが好ましいが、過度に低減させると製造コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５質量％以下とする。
Ｓｉは、溶け落ち性を向上させて低入熱での溶接を可能とするとともに、脱酸元素として作用し、これらの作用を奏するには、０．０５質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉを０．４０質量％を超えて含有させると、加工性が低下してしまう可能性がある。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０５質量％以上０．４０質量％以下とする。
Ｍｎは、溶接スケール耐食性を向上させるとともに、溶接高温割れを防止する元素であり、これらの作用を奏するには、０．２０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎを０．４０質量％を超えて含有させると、溶け落ち性が低下し、腐食の起点となるＭｎＳを生成しやすくなり、また、フェライト相を不安定化させる可能性がある。したがって、Ｍｎの含有量は、０．２０質量％以上０．４０質量％以下とする。
Ｐは、溶接性および加工性を低下させる元素であるため、含有量をできるだけ抑えることが好ましいが、過度に低減させると製造コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｐの含有量は、０．０３質量％以下とする。
Ｓは、腐食の起点となるＭｎＳを生成させるため、含有量をできだけ抑えることが好ましいが、過度に低減させると製造コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｓの含有量は、０．０１質量％以下とし、好ましくは０．００６質量％以下とする。
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を確保する上で重要な元素であり、この作用を奏するには１８．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒを２０．０質量％を超えて含有させると、加工性が低下する可能性があるとともに、材料コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｃｒの含有量は、１８．０質量％以上２０．０質量％以下とする。
Ｍｏは、耐食性を向上させるために有効な元素であり、この作用を奏するには、１．０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏを１．５質量％を超えて含有させると、加工性が低下してしまう可能性があるとともに、材料コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｍｏの含有量は、１．０質量％以上１．５質量％以下とする。
Ｔｉは、耐粒界腐食性を向上させる元素であり、この作用を奏するには０．１０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｔｉを０．３０質量％を超えて含有させると、加工性が低下してしまう可能性があるとともに、硬質なＴｉ系非金属介在物の生成に基づく製品の表面疵の発生により表面品質の低下の原因となる可能性がある。したがって、Ｔｉの含有量は、０．１０質量％以上０．３０質量％以下とする。
Ｎｂは、耐粒界腐食性を向上させる元素であり、この作用を奏するには０．２０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂを０．４０質量％を超えて含有させると、加工性および靭性を低下させる可能性がある。したがって、Ｎｂの含有量は、０．２０質量％以上０．４０質量％以下とする。
Ａｌは、溶け落ち性を向上させて低入熱での溶接を可能とするとともに、脱酸元素として作用し、これらの作用を奏するには、０．０２質量％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌを０．２０質量％を超えて含有させると、非金属介在物の粗大化に基づく製品の表面疵の発生により表面品質の低下の原因となる可能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．０２質量％以上０．２０質量％以下とする。
Ｂは、熱影響部の疲労特性を大きく低下させるとともに、溶け落ち性を低下させる要因であるＣｒ２Ｂを粒界上に生成するため、Ｂの含有量はできるだけ抑えることが好ましい。そして、Ｂの含有量を０．００１０質量％以下に低減することで、溶接後の緩冷却の際におけるＣｒ２Ｂの析出を抑制でき、その結果、熱影響部の疲労特性を向上できる。したがって、Ｂの含有量は、０．００１０質量％以下とし、好ましくは０．０００５質量％とする。
Ｎは、Ｃと同様に加工性を低下させる元素であるため、含有量をできるだけ抑えることが好ましいが、過度に低減させると製造コストが必要以上に上昇してしまう。したがって、Ｎの含有量は、０．０１５質量％以下とする。
Ｎｉは、０．６質量％を超えて含有させると、加工性を低下させる可能性があるとともに、フェライト組織を不安定にする可能性があり、また、必要以上に材料コストを上昇させる。したがって、Ｎｉを含有させる場合のＮｉの含有量は、０．６質量％以下とする。
Ｃｕは、０．５質量％を超えて含有させると、加工性を低下させる可能性があるとともに、フェライト組織を不安定にする可能性がある。したがって、Ｃｕを含有させる場合のＣｕの含有量は、０．５質量％以下とする。
Ｖは、多量に含有させると加工性を低下させる可能性があるため、Ｖの含有量は、例えば０．０５質量％未満が好ましい。
ここで、溶接部、特に溶接熱影響部の疲労特性に影響を及ぼす因子としては、粒界析出物であるＣｒ２Ｂおよび溶接止端部形状が関与している。
粒界析出物であるＣｒ２Ｂは、溶接後の冷却の際に粒界上に生成されて、熱影響部の疲労特性を大きく低下させる。したがって、フェライト系ステンレス鋼を溶接した溶接構造物では、溶接部においてＣｒ２Ｂが粒界析出していないことが好ましい。
そこで、上述のようにＢの含有量を０．００１０質量％以下にすることで、溶接後の緩冷却においても粒界析出を抑制でき、溶接部の疲労特性を改善できる。
なお、１２００℃で０分の溶接熱影響模擬焼鈍したもの、または、溶接熱影響部を、１０％シュウ酸にて０．２５Ａ／ｃｍ２で３０秒で電解エッチングを行なった後、４００倍に拡大して結晶組織を２０視野で観察し、２０視野ともに粒界が現出されないものをＣｒ２Ｂの析出が抑制されたと判断している。
溶接止端部形状は、同一のビード幅に揃えるために溶接入熱の影響を検討した結果、ＳｉおよびＡｌの含有量が多く、ＭｎおよびＢの含有量が少ない程、低入熱での溶接が可能となる。そのため、溶け落ちが生じにくくなり、溶接部の疲労特性を改善できる。
したがって、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＢの含有量は、溶け落ち性を向上させるという観点から、上記含有量の範囲内において、Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の（１）式を満たすように調整される。
そして、このように成分調整されたフェライト系ステンレス鋼を溶接することで、例えば温水缶体等の溶接構造物が形成される。
次に、上記一実施の形態の作用および効果を説明する。
上記フェライト系ステンレス鋼および溶接構造物によれば、各元素を上記範囲に規定することにより、加工性を確保できるとともに、例えば温水缶体のような腐食環境が厳しい用途等に対しても溶接した場合の溶接部や金属すき間部等の耐食性を確保できる。
また、Ｂの含有量を０．００１０質量％以下とすることにより、Ｃｒ２Ｂの粒界上での析出を抑制できるため、溶接熱影響部等の溶接部の疲労特性を向上できる。
また、Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の（１）式を満足することで、溶け落ち性を向上できビード部の形状を制御できるため、溶接熱影響部等の溶接部の疲労特性を向上できる。
したがって、溶接部を含む耐食性および加工性を確保しつつ、溶接した場合の溶接部、特に溶接熱影響部の疲労特性を向上できる。
このような溶接部を含む耐食性および加工性を確保しつつ、溶接部、特に溶接熱影響部の疲労特性が良好なフェライト系ステンレス鋼および溶接構造物は、例えば、自動車用部品、家電機器用部品および温水缶体等の用途に好適である。
以下、本実施例および比較例について説明する。
まず、表１に示す組成のステンレス鋼を溶製し、熱間圧延にて板厚３ｍｍの熱延板とし、１０５０℃で焼鈍後酸洗し、熱延焼鈍板を得た。その後、厚さ０．６ｍｍまで冷間圧延し、１０００〜１０５０℃で仕上焼鈍を施し、酸洗を行った。冷延焼鈍後の冷却は、冷却時の熱変形を抑制し、溶接時の形状に起因して溶接条件が不安定になることを回避するため、水冷した銅板でステンレス鋼板を挟み込んで急冷した。なお、冷延焼鈍後空冷した際においても、表１に示す組成のステンレス鋼においては、Ｃｒ２Ｂの粒界上析出がないことは別途確認している。
この銅板で急冷後酸洗した冷延焼鈍板を用いて、以下に詳細を示す加工性、耐食性、溶接性および疲労特性を評価した。
なお、表１において、鋼Ｎｏ．１〜１０が上記一実施の形態の条件を満たす本実施例で、鋼Ｎｏ．１１〜１８が比較例である。
加工性の評価では、表１に示す各ステンレス鋼を厚さ０．６ｍｍの冷延焼鈍板にして供試材とし、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されるＪＩＳ１３Ｂ号試験片で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行なった。
そして、引張試験による伸びが３０％以上の場合に加工性が良好であると評価した。この加工性の評価結果を表２に示す。
耐食性の評価は、溶接部および金属すき間部の評価を行なった。溶接部に関しては、厚さ０．６ｍｍの冷延焼鈍板を用い、ビードオンプレートにて、バックシールドガスを施さずにＴＩＧ溶接し、図１（ａ）に示すように溶接部11を含む試験片を切り出して供試材とした。金属すき間部に関しては、図１（ｂ）に示すように、厚さ０．６ｍｍの冷延焼鈍板の中央に穴12をあけ、ＳＵＳ３１０製の金属ワッシャー13で挟んだのち、ＳＵＳ３１０製のボルト14およびナット（図示せず。）で締め付けて供試材とした。
溶接部および金属すき間部を評価する各供試材を、８０℃、２００ｐｐｍＣｌ−水溶液に浸漬してポテンショスタットを用いて試験片を一定電位で４８時間保持し、腐食電流の有無を調べた。電位は５０ｍＶ間隔で設定し、１μＡ以下の腐食電流の場合、腐食が発生していないとし、腐食電流が１μＡ以下となる上限の電位が０．３Ｖ（ｖｓ．ＳＣＥ）以上の場合に耐食性が良好と評価した。溶接部およびすき間部それぞれの結果を表２に示す。
溶接性の評価では、表１に示す各ステンレス鋼を厚さ０．６ｍｍの冷延焼鈍板にして供試材とした。ビードオンプレートにて、溶接電流を変化させながらＴＩＧ溶接し、ビード幅が４ｍｍとなる際の溶接電流が１００Ａ以下の場合に溶接性が良好であると評価した。この溶接性の評価結果を表２に示す。
疲労特性の評価では、表１に示す各ステンレス鋼を厚さ０．６ｍｍの冷延焼鈍板とし、１２００℃で０分の溶接熱影響模擬焼鈍し、図１（ｃ）に示す形状の供試材（Ａ）とした。また、ビードオンプレートにて、ビード幅が４ｍｍとなるようにＴＩＧ溶接したものから、図１（ｄ）に示すように試験片の標点間中央にビード（溶接部）15中央が存在するように切り出したものを供試材（Ｂ）とした。
これら供試材（Ａ）および供試材（Ｂ）を用い、表面応力５００ＭＰａでの平面片振り曲げ試験を行い、破断寿命が１０６回以上の場合に疲労特性が良好であると評価した。この疲労特性の評価結果を表２に示す。
表２に示すように、本実施例である鋼Ｎｏ．１〜１０のいずれも、加工性、耐食性、溶接性および疲労特性が全て良好であった。
一方、Ｂ≦０．００１０質量％および（１）式の関係の少なくとも一方を満たしていない比較例である鋼Ｎｏ．１２〜１７は、いずれも疲労特性の基準を満たしていなかった。
また、上記各条件のうち、Ｂの含有量および（１）式以外で、合金組成におけるいずれかの元素の含有量の条件を満たしていない鋼Ｎｏ．１１および鋼Ｎｏ．１８は、加工性または耐食性の基準を満たしていなかった。
Claims (3)
- Ｃ：０．０１５質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、Ｃｒ：１８．０質量％以上２０．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、Ｎｂ：０．２０質量％以上０．４０質量％以下、Ａｌ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下、Ｂ：０．００１０質量％以下およびＮ：０．０１５質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｓｉ−８Ｍｎ＋７Ａｌ−２３０Ｂ＋２≧０の式を満足する
ことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。 - Ｎｉ：０．６質量％以下およびＣｕ：０．５質量％以下のうち少なくとも１種を含有する
ことを特徴とする請求項１記載のフェライト系ステンレス鋼。 - 請求項１または２記載のフェライト系ステンレス鋼が溶接されて形成された
ことを特徴とする溶接構造物。
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