JP7504875B2 - 溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管 - Google Patents

溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、フェライト系ステンレス鋼に係り、特に、溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管に関する。
ステンレス鋼（Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ Ｓｔｅｅｌ）は、炭素鋼の弱点である腐食が抑制されて強い耐食性を保有した鋼材である。一般的に、ステンレス鋼は、化学成分や金属組織によって分類する。金属組織による場合、ステンレス鋼は、オーステナイト（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）系、フェライト（Ｆｅｒｒｉｔｅ）系、マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）系、そして二相（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）系に分類できる。
その中でもフェライト系ステンレス鋼は、高価な合金元素が少量添加され耐食性に優れるため、家電製品、キッチン器機など多様な産業分野に適用されている。
特に、自動車あるいは２輪車の排気管、燃料タンクあるいは管用途の素材に用いられる場合、排気環境及び燃料環境に露出されるとき、耐食性と耐熱性が要求されるだけでなく、冷間加工時に成形性が要求される。
最近、自動車の排気系部品が軽量化され、形状が複雑になるにしたがい、排気系部品用素材の機械的性質と成形性を向上させる必要がある。そのために、フェライト系ステンレス鋼の微細組織と集合組織の改善技術の発達を通じて鋼材自体の機械的性質及び成形性を向上させることが容易になった。
しかし、フェライト系ステンレス鋼が自動車あるいは２輪車の排気管、燃料タンクあるいは管用途の素材で用いられるときに経る溶接工程過程で、鋼材は、高温で再加熱されるので、微細な組織と成形性に優れた集合組織を失い、非常に粗大な柱状晶の結晶粒が形成される。
このような現象は、溶融部と溶接熱影響部を含む溶接部で一層著しく、これは、製品の安定性を落とす原因となる。したがって、溶接部の結晶粒サイズを微細に制御することは、溶接を通じて製造された製品の機械的性質を向上させることにおいて必須的である。溶接部の組織を微細化するための手段として、ＴｉＮによる結晶粒の粗大化制御技術と、Ｔｉ酸化物による粒内フェライト生成技術などが研究、実用化されている。しかし、溶接部の微細組織とともに溶接部の集合組織を制御する技術は開発されていない実情である。
本発明の実施例は、溶接部の微細組織と集合組織を制御して溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管を提供しようとする。
本発明の一実施例による溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、溶接後、［００１］方向の集合組織の最大強度が３０以下である。
また、前記フェライト系ステンレス鋼は、溶接後、溶接部に１０～１００個／ｍｍ２以下で存在する２次相を含むことができる。
また、前記２次相は、窒化物、酸化物及びラーベス相析出物を含むことができる。
また、前記フェライト系ステンレス鋼は、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
本発明の他の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼管は、重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなる母材、及び［００１］方向の集合組織の最大強度が３０以下である溶接部、を含む。
また、前記溶接部は、１０～１００個／ｍｍ２以下で存在する２次相を含むことができる。
また、前記２次相は、窒化物、酸化物及びラーベス相析出物を含むことができる。
また、前記母材は、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
また、前記溶接部のＤＢＴＴ（延性－脆性遷移温度）が－５０℃以下であることができる。
本発明の実施例によると、溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼及びフェライト系ステンレス鋼管を提供することができる。
本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の集合組織の最大強度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。 本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の２次相の分布密度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。
本発明の一実施例による溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなり、溶接後、［００１］方向の集合組織の最大強度が３０以下である。
以下、本発明の実施例について添付図面を参照して詳細に説明する。以下の実施例は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例に限定されず、他の形態で具体化できる。図面は、本発明を明確にするために説明と関係ない部分の図示を省略し、理解を助けるために構成要素のサイズを多少誇張して表現した。
明細書全体において、ある部分がある構成要素を「含む」と記載するとき、これは特に反対する記載がない限り、他の構成要素を除くものではなく、他の構成要素をさらに含み得ることを意味する。
単数の表現は、文脈上明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
以下では、本発明による実施例を添付した図面を参照して詳しく説明する。
ステンレス鋼の溶接中には、溶接部で急熱／急冷によって脆弱な２次相が形成されて靭性低下の主要因として作用し得る。溶接部は、溶融部（Ｆｕｓｉｏｎ Ｚｏｎｅ）及び熱影響部（Ｈｅａｔ－Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）を含む概念である。また、本発明で、２次相とは、ステンレス鋼の母材とは異なる相であって、具体的に、酸化物、窒化物、ラーベス相などのような析出物を含む概念である。
フェライト系ステンレス鋼で溶接中に形成され得る析出物としては、クロムカーバイド（Ｃｒ３Ｃ２）、クロムナイトライド（ＣｒＮ）、クロムカーボナイトライド（ＣｒＣＮ）がある。この析出物は、フェライト系ステンレス鋼母材のクロムを消費するため、溶接部の耐食性を低下させる要因である。したがって、クロムと結合する炭素と窒素の含量をできるだけ低く制御してこのような析出物の形成を抑制する必要がある。
また、シグマ相（Ｓｉｇｍａ Ｐｈａｓｅ）とラーベス相（Ｌａｖｅｓ Ｐｈａｓｅ）のような析出物は、素材の脆性特性及び耐食性を低下させ得るので、その形成を抑制する必要がある。
一方、フェライト系ステンレス鋼の溶接過程で、溶接された金属は、冷却速度の差によって結晶方位の異方性を有するようになる。すなわち、溶接金属の凝固時に冷却が優先的に発生する方向に柱状晶の結晶粒が形成され、このとき、柱状晶は、界面エネルギーが最も低い［００１］方向に成長する。
このように類似した方位を有する結晶粒が群集していると、機械的性質が劣位な群集部に応力が集中する現象が起き、これは、フェライト系ステンレス鋼の機械的性質を低下させる。よって、溶接部の機械的性質を考慮するとき、溶接部の集合組織をできるだけ無秩序に導出する必要がある。
また、溶接熱影響部では、結晶粒の成長が発生して溶接部の機械的性質を低下し得るので、溶接部の機械的性質を改善するためには、微細化された等軸晶組織を形成することが重要である。
本発明者は、フェライトステンレス鋼の溶接部の強度及び靭性を全て考慮するためには、２次相の分布密度を制御する必要があり、同時に無秩序な集合組織を導出しなければならないことを把握して実験した結果、溶接部の機械的性質を向上させ得る溶接部の微細組織及び集合組織の条件を導出することができた。
本発明の一側面による溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなる。
以下、本発明の実施例における合金成分の含量の数値限定理由に対して説明する。以下では、特に言及がない限り、単位は、重量％である。
Ｃの含量は、０．００５～０．０２％である。
炭素（Ｃ）は、浸入型固溶強化元素であって、フェライト系ステンレス鋼の強度を向上させる。また、チタン（Ｔｉ）又はニオビウム（Ｎｂ）と結合して炭化物を形成することで結晶粒の成長を抑制するので、溶接熱影響部の結晶粒を微細化するために必ず必要な元素である。したがって、本発明では、０．００５％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、溶接中にマルテンサイト相を形成して脆性を引き起こし得るので、その上限を０．０２％に限定できる。
Ｎの含量は、０．００５～０．０２％である。
窒素（Ｎ）は、炭素と同様に浸入型固溶強化元素であって、フェライト系ステンレス鋼の強度を向上させ、チタン（Ｔｉ）又はニオビウム（Ｎｂ）と結合して窒化物を形成することで結晶粒成長を抑制することができる。また、このような窒化物は、溶接時の溶融金属の凝固中に結晶粒の核生成サイトとして作用して無秩序な方位を有する等軸晶結晶粒の形成を促進するので、０．００５％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、溶接中にマルテンサイト相を形成して脆性を引き起こし得るので、その上限を０．０２％に限定できる。
Ｃｒの含量は、１１．０～１３．０％である。
クロム（Ｃｒ）は、フェライトの安定化元素であって、ステンレス鋼に要求される耐食性を確保するために１１．０％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、製造費用が上昇し、成形性が劣化する問題があるので、その上限を１３．０％に限定できる。
Ｔｉの含量は、０．１６～０．３％である。
チタン（Ｔｉ）は、炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）のような浸入型元素と結合して炭窒化物を形成することで結晶粒の成長を抑制するので、結晶粒の微細化のために必ず必要な元素である。また、チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）又は酸素（Ｏ）と結合して窒化物と酸化物を形成するが、このような２次相は、溶接時の溶融金属の凝固中に結晶粒の核生成サイトとして作用して無秩序な方位を有する等軸晶結晶粒の形成を促進するので、０．１６％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、費用の上昇をもたらし、過度に多量の介在物を形成して製造上に困難があるので、その上限を０．３％に限定できる。
Ｎｂの含量は、０．１～０．３％である。
ニオビウム（Ｎｂ）は、炭素（Ｃ）と窒素（Ｎ）のような浸入型元素と結合して炭窒化物を形成することで結晶粒の成長を抑制するので、結晶粒の微細化のために０．１％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、費用の上昇をもたらし、溶接工程中にラーベス析出物を形成して溶接部の脆性を増加させて機械的性質を低下させるので、その上限を０．３％に限定できる。
Ａｌの含量は、０．００５～０．０５％である。
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸のために必須的に添加される元素であり、本発明で溶接部の核生成サイトとして作用する酸化物を形成させる元素であるので、０．００５％以上添加できる。ただし、その含量が過度な場合、溶接時に溶入速度が減少して溶接性が低下するので、その上限を０．０５％に限定できる。
また、本発明の一実施例による溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下及びＢ：０．００５％以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｍｏの含量は、１．０％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は、耐食性を向上させるために追加的に添加され得、過量が添加される場合、衝撃特性が低下して加工時に破断発生の危険が大きくなり、素材の原価が増加し得るので、本発明では、これを考慮して、その上限を１．０％に制限することが好ましい。
Ｎｉの含量は、１．０％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は、耐食性を向上させる元素であり、多量添加すると、硬質化されるだけでなく、応力腐食割れが発生する恐れがあるので、その上限を１．０％に制限することが好ましい。
Ｃｕの含量は、１．０％以下である。
銅（Ｃｕ）は、耐食性を向上させるために追加的に添加され得、過量が添加される場合、加工性が低下する問題点があるので、その上限を１．０％に制限することが好ましい。
Ｂの含量は、０．００５％以下である。
ホウ素（Ｂ）は、鋳造中のクラック発生を抑制して良好な表面品質を確保する為に効果的な元素である。ただし、その含量が過度な場合、焼鈍／酸洗工程のうち製品表面に窒化物（ＢＮ）を形成させて表面品質を低下させ得るので、その上限を０．００５％に限定できる。
本発明の残り成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の製造過程では原料又は周囲環境から意図しなかった不純物が不可避に混入され得るので、これを排除できない。これら不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書で言及しない。
以下、本発明の一実施例による溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼の溶接部の集合組織に対して詳しく説明する。
溶接中にフェライト系ステンレス鋼の母材金属で部分的に溶融された領域から凝固過程が始まる。凝固過程中には、特定の優先方位を有する柱状晶の微細組織が形成される。具体的に、柱状晶組織は、界面エネルギーの異方性のため成形性に不利な［００１］方向に成長する傾向がある。このような柱状晶組織は、溶接部の機械的性質を低下させると知られているので、大部分の金属材料の溶接過程中に柱状晶組織の形成は必ず制御しなければならない因子である。
したがって、溶接部の機械的性質を改善するためには、｛００１｝面を有する結晶粒の形成を抑制して無秩序な方位を有する結晶粒の体積分率を増加させる必要がある。
結晶内部に生成された一定な面と方位を有する配列を集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）と言い、集合組織は、方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦ）を通じて定量化できる。
本発明では、方位分布関数の最大強度を集合組織指標として導入した。ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を活用して溶融部と熱影響部の結晶粒を測定し、溶融部と熱影響部の結晶方位から方位分布関数を計算した。方位分布関数の強度は、完全に無秩序な集合組織を有する試片に比べて該当方位が何倍多いかを意味する。すなわち、方位分布関数の最大強度が高いということは、特定方位を有する結晶粒が多いということを意味し、集合組織の最大強度が３０以下ということは、特定の方位が優先的に発達することが抑制されたことを意味する。
図１は、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の集合組織の最大強度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。
ＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ ｔｏ Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は、延性脆性遷移温度であって、ＤＢＴＴ温度を基準に破壊挙動が延性破壊から脆性破壊に変わることになり、これは、温度が低い条件での溶接部の加工時にクラック発生の主原因となる。したがって、ＤＢＴＴは、低いことが好ましい。
本発明の一実施例によると、上述した合金組成を満足する溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼の溶接部の集合組織の最大強度は、３０以下であってもよい。
図１を参照すると、溶接部の集合組織の最大強度が高いほどＤＢＴＴが増加する傾向があることが確認できる。具体的に、溶接部の集合組織の最大強度が３０以下である実施例の場合、溶接部のＤＢＴＴ値が－５０℃以下を満足する。すなわち、溶接部の機械的性質が比較例に比べて向上したことが確認できる。
フェライト系ステンレス鋼の集合組織を無秩序に発達させるためには、合金成分、２次相の分布密度が重要である。一般的に、フェライト系ステンレス鋼は、溶融及び凝固中に相変態を経ない完全な単相鋼であって、特別な措置を取らない場合、溶融及び凝固中に非常に強い｛００１｝集合組織が発達する。これは、核生成された結晶粒が優先成長方向である＜００１＞方向に沿って成長するからであるが、凝固中に単位面積当たり核生成サイトの数を増加させると、凝固中の結晶粒の成長を最小化して集合組織の最大強度を低め得る。
溶接中、溶融金属で形成される２次相は、冷却及び凝固過程で核生成サイトとして作用できる。
溶融金属内に２次相が形成されると、核生成サイトを増加させることで溶接部の組織を微細化することができ、Ｏｘｉｄｅ ＭｅｔａｌｌｕｒｇｙとＮｉｔｒｉｄｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙを通じて溶融金属内に２次相を形成させる研究が進行されてきた。
開示した実施例によるＴｉとＮｂが複合添加されたフェライト系ステンレス鋼の液相では、ＴｉＮ窒化物とＴｉ－Ａｌ－Ｏ酸化物が形成され得る。液相のフェライト系ステンレス鋼で形成される窒化物と酸化物の数が多いほど溶接部の結晶粒サイズが減少すると同時に無秩序な集合組織の発達を促進して溶接部の機械的性質を向上させ得る。
一方、溶接部の集合組織を無秩序に導出するためには、凝固時に結晶粒の核生成イベントを増加させなければならない。凝固時に過冷度が大きくなるほど均一な核生成が容易に起きるので、溶接中にできるだけ速く冷却する必要があるが、これは、溶接工程上に限界がある。このような限界を克服するために、上述したように溶融金属内に２次相を形成することで不均一核生成を通じて集合組織の無秩序化を導出する。
図２は、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の２次相の分布密度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。
図２を参照すると、溶接部の２次相の分布密度が増加するほどＤＢＴＴが増加する傾向があることが確認できる。具体的に、－５０℃以下のＤＢＴＴ値を得るためには、１ｍｍ２当たり１００個以下の２次相の分布密度が要求される。
このように、上述した合金組成を満足するフェライト系ステンレス鋼の溶接部の結晶粒を微細化して特定の方位集合組織の発達を抑制するためには、溶接部に存在する窒化物又は酸化物の分布密度が１０個／ｍｍ２以上である必要がある。
しかし、溶接部に２次相が過度に多いと、脆性を引き起こすため、その分布密度を制限しなければならない。特に、ラーベス相のように低温で形成される２次相は、結晶粒の核生成には影響を与えず脆性のみを増加させるので、形成を抑制しなければならない。したがって、溶接部に存在する窒化物、酸化物、ラーベス析出物を含んだ全ての２次相の分布密度を１００個／ｍｍ２以下に限定できる。
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。
下記表１に示した多様な合金成分の範囲に対して、インゴット（Ｉｎｇｏｔ）溶解を通じて２００ｍｍ厚さのスラブを製造し、１，２４０℃で２時間の間加熱した後、熱間圧延を行って３ｍｍ厚さの熱延鋼板を製造した。
その後、前記実施例及び比較例によって製造された鋼板の溶接特性を評価するためにＧＴＡ工程で溶接した後、溶接部の結晶粒サイズ、溶接部の集合組織、溶接部の衝撃エネルギーなどを調査した。主要影響因子として溶鋼成分とそれによる内部２次相の個数、集合組織、延性－脆性遷移温度に対して調査して、下記表１、２に示した。
Figure 0007504875000001
集合組織は、溶融部と溶接熱影響部を含んだ溶接部の断面全体の厚さ方向を含む面積を後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を活用して測定した。ＥＢＳＤデータから方位分布関数を計算して集合組織を定量化し、方位分布関数の最大強度を集合組織の指標で活用した。
また、溶接部の機械的性質は、ＡＳＴＭ Ｅ ２３規格でシャルピー衝撃試験を通じて－６０～１００℃までの衝撃エネルギーを２０℃間隔で測定して得られたＤＢＴＴ（Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｂｒｉｔｔｌｅ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ、延性－脆性遷移温度）を下記表２に示した。
Figure 0007504875000002
図１は、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の集合組織の最大強度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。
図２は、本発明の一実施例によるフェライト系ステンレス鋼の溶接部の２次相の分布密度と延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）の関係を説明するためのグラフである。
上述したように、溶接部の機械的特性を確保するためには、無秩序な方位を有する結晶粒の体積分率を増加させて溶接部の集合組織の最大強度を３０以下に制御すると同時に、溶接部の２次相の分布密度を１０～１００個／ｍｍ２に制御しなければならない。
図１、図２及び表２を参照すると、前記実施例の場合、比較例と比較して、溶接部の２次相の分布密度と集合組織の最大強度の範囲を満足してＤＢＴＴ値が－５０℃以下であることが確認できる。
これに比べて、比較例１～３では、Ｔｉ含量が０．１６％に達しないので、溶接部の単位面積（１ｍｍ２）当たり窒化物と酸化物の個数が１０個未満で現われ、溶接部の集合組織の最大強度は、３０以上であって、特定の優先方位を有する集合組織が強く発達したことが確認できる。
比較例４は、比較例１～３のようにＴｉ含量が０．１６％に達しないだけでなく、Ｎｂを０．４８％で過多に添加してラーベス析出物が過度に形成され、溶接部の２次相の分布密度が本発明の上限を超過した。
比較例５及び比較例６は、溶接部の単位面積当たり窒化物と酸化物の個数が１０個以上得られ、集合組織の最大強度も２０．０以下で現われて、溶接部の機械的性質に適切な集合組織が得られた。しかし、Ｎｂの含量が本発明の上限である０．３％を超過して溶接部の２次相の分布密度が１００個／ｍｍ２を超過した。これは、ラーベス析出物が過度に形成されてＤＢＴＴ値が高く導出されたことを意味する。
本発明の一実施例によって製造したフェライト系ステンレス鋼は、溶接部の集合組織の最大強度を３０以下に制御することで、無秩序な溶接部の集合組織を導出して機械的性質を向上させ得る。
また、本発明の一実施例によって製造されたフェライト系ステンレス鋼は、２次相の分布密度を１０～１００個／ｍｍ２に制御することで、強度だけでなく靭性を確保することができる。
以上、本発明の例示的な実施例を説明したが、本発明はこれに限定されず、該当技術分野において通常の知識を有した者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
本発明によるフェライト系ステンレス鋼は、溶接部の機械的性質が向上して自動車あるいは２輪車両の排気管、燃料タンクあるいは管用途の素材として活用され得る。

Claims (3)

  1. 重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなる母材、及びＧＴＡ溶接による溶接部を含み、
    前記溶接部は、１０～１００個／ｍｍ２以下で存在する２次相を含み、
    前記溶接部は、［００１］方向の集合組織の最大強度が３０以下であり、
    前記溶接部の延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が－５０℃以下であり、
    前記２次相は、チタン（Ｔｉ）及び／又はニオビウム（Ｎｂ）の炭化物及び／又は窒化物、チタン（Ｔｉ）の酸化物及びラーベス相析出物を含むことを特徴とする溶接部の機械的性質が向上したフェライト系ステンレス鋼。
  2. 重量％で、Ｃ：０．００５％～０．０２％、Ｎ：０．００５～０．０２％、Ｃｒ：１１．０～１３．０％、Ｔｉ：０．１６～０．３％、Ｎｂ：０．１～０．３％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、残りは、Ｆｅ及び不可避な不純物からなる母材、及びＧＴＡ溶接による溶接部を含み、
    前記溶接部は、溶接部に１０～１００個／ｍｍ２以下で存在する２次相を含み、
    前記溶接部は、［００１］方向の集合組織の最大強度が３０以下であり、
    前記２次相は、チタン（Ｔｉ）及び／又はニオビウム（Ｎｂ）の炭化物及び／又は窒化物、チタン（Ｔｉ）の酸化物及びラーベス相析出物を含むことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼管。
  3. 前記溶接部の延性－脆性遷移温度（ＤＢＴＴ）が－５０℃以下であることを特徴とする請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼管。
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