JPS63118011A - 溶接部の耐食性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼材の製法 - Google Patents
溶接部の耐食性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼材の製法Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の利用分野〕
本発明は、中性塩を若干含む温水環境において用いられ
る容器の材料等で溶接部の耐食性にすぐれたフェライト
系ステンレス鋼に関するものである。
る容器の材料等で溶接部の耐食性にすぐれたフェライト
系ステンレス鋼に関するものである。
水道水のような中性塩を若干含む水を対象とした各種の
温水機器用材料としてステンレス鋼が用いられている。
温水機器用材料としてステンレス鋼が用いられている。
ＳＯ５３０４やＳＯ５３１６を代表とするホステナイト
系ステンレス鋼は、加工性や溶接性が良好なため一般に
よく用いられるが、耐食性の面で孔食や隙間腐食を起点
とした応力腐食割れによる損傷が懸念される。一方、鋼
中のＣ，Ｎを低め。
系ステンレス鋼は、加工性や溶接性が良好なため一般に
よく用いられるが、耐食性の面で孔食や隙間腐食を起点
とした応力腐食割れによる損傷が懸念される。一方、鋼
中のＣ，Ｎを低め。
ＴｉやＮｂを添加して粒界腐食を抑制し、さらにＭｏを
添加したＳＵＳ ４４４などのフェライト系ステンレス
鋼は応力腐食割れの心配がない上に、他の局部腐食性も
すぐれていることから、近年、温水器用材料として多用
されるようになった。一般に、温水器缶体の製造は溶接
によるものがほとんどで、溶接酸化スケールが不可避的
に生じかつこのスケールは除去されずに使用される。溶
接スケール直下の素地の耐食性は不安定であり、スケー
ルの形成条件によっては耐食性の劣化が認められ、とく
に溶接隙間部にこのスケールが発生すると、使用する水
質にもよるが、隙間腐食が生じ漏水に到る場合がある。
添加したＳＵＳ ４４４などのフェライト系ステンレス
鋼は応力腐食割れの心配がない上に、他の局部腐食性も
すぐれていることから、近年、温水器用材料として多用
されるようになった。一般に、温水器缶体の製造は溶接
によるものがほとんどで、溶接酸化スケールが不可避的
に生じかつこのスケールは除去されずに使用される。溶
接スケール直下の素地の耐食性は不安定であり、スケー
ルの形成条件によっては耐食性の劣化が認められ、とく
に溶接隙間部にこのスケールが発生すると、使用する水
質にもよるが、隙間腐食が生じ漏水に到る場合がある。
これを防ぐ手段として、１）外部電源方式もしくはＡｆ
１合金や１合金などの犠牲陽極法による防食、２）溶接
施工方法や、缶体の構造を工夫して溶接隙間構造を避け
る、３）ＣｒやＭｏ添加量の高い、高耐食性ステンレス
鋼の使用などが採られている。１）の防食による場合は
、過防食による水素脆化が懸念され、さらに犠牲陽極の
溶出に伴う水の白濁や機器、通水路等の隘路部でのつま
りなどの問題が生じている。次に２）の溶接施工法の改
善による方法は特開昭５９−６１５７９にも開示したが
、実施において＞８ ＦＩＪ条件等の制御を完全に遂行
するのは困難であり、しかも生産性が必然的に低くなる
問題がある。
１合金や１合金などの犠牲陽極法による防食、２）溶接
施工方法や、缶体の構造を工夫して溶接隙間構造を避け
る、３）ＣｒやＭｏ添加量の高い、高耐食性ステンレス
鋼の使用などが採られている。１）の防食による場合は
、過防食による水素脆化が懸念され、さらに犠牲陽極の
溶出に伴う水の白濁や機器、通水路等の隘路部でのつま
りなどの問題が生じている。次に２）の溶接施工法の改
善による方法は特開昭５９−６１５７９にも開示したが
、実施において＞８ ＦＩＪ条件等の制御を完全に遂行
するのは困難であり、しかも生産性が必然的に低くなる
問題がある。
３）の高Ｃｒ高ＭＯ鋼の使用はコストの上昇が余儀なく
され、加工性の劣化などの問題がある。
され、加工性の劣化などの問題がある。
本発明は、このような問題を解決するもので。
溶接施工による酸化スケールの付着した状態においても
耐食性劣化が極めて小さい、溶接部の耐食性にすぐれた
フェライト系ステンレス鋼およびその製造法を提供する
ものである。
耐食性劣化が極めて小さい、溶接部の耐食性にすぐれた
フェライト系ステンレス鋼およびその製造法を提供する
ものである。
本発明者等は溶接酸化スケール部で耐食性が劣化する原
因は、溶接時にステンレス鋼中のＣｒが酸化し、酸化ス
ケール直下の素材表層部のＣｒ８度が減少するためと考
え、 Ｃｒの酸化ロスを防止する方法を詳細に検討した
結果、ステンレス鋼の表面を予めＣｒ以外の酸化皮膜で
覆っておくと、溶接時に酸化スケールの発生が抑制され
ることに着目した。
因は、溶接時にステンレス鋼中のＣｒが酸化し、酸化ス
ケール直下の素材表層部のＣｒ８度が減少するためと考
え、 Ｃｒの酸化ロスを防止する方法を詳細に検討した
結果、ステンレス鋼の表面を予めＣｒ以外の酸化皮膜で
覆っておくと、溶接時に酸化スケールの発生が抑制され
ることに着目した。
このことはとりもなおさず鋼中Ｏｒの酸化によるロスが
少くなることを意味している。そこで本発明者らは、フ
ェライト系ステンレス鋼に酸化物形成能の強いＡＭを添
加し、溶接時の酸化スケールが付着したままでも耐食性
劣化の程度が少く、温水中での耐食性にすぐれたフェラ
イト系ステンレス鋼を開発すべく鋭意検討を重ねた結果
、ＡｌとともにＲＥＭを少量含有させるとともに、Ｈ２
もしくはＨ２と非酸化性ガスとの混合ガスの雰囲気中で
高温焼鈍を施し鋼表面にｉ酸化物を形成することによっ
て。
少くなることを意味している。そこで本発明者らは、フ
ェライト系ステンレス鋼に酸化物形成能の強いＡＭを添
加し、溶接時の酸化スケールが付着したままでも耐食性
劣化の程度が少く、温水中での耐食性にすぐれたフェラ
イト系ステンレス鋼を開発すべく鋭意検討を重ねた結果
、ＡｌとともにＲＥＭを少量含有させるとともに、Ｈ２
もしくはＨ２と非酸化性ガスとの混合ガスの雰囲気中で
高温焼鈍を施し鋼表面にｉ酸化物を形成することによっ
て。
低濃度塩化物環境下においてすぐれた溶接部の耐食性が
得られることを見出し１本発明に至ったものである。
得られることを見出し１本発明に至ったものである。
本発明は、Ｃ６０，０３％、ＳＬ≦１．０％、 ＭｎＳ
２．４％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦Ｑ、００５％、１６％
≦Ｃｒ≦３０％、Ｎ≦０．０３％、０．１５＋７（Ｃ十
Ｎ）≦Ｎｂ≦０．６％、０．０５％≦Ａｆｌ≦５．０％
、０ 、００５％≦ＲＥＭ≦０．１％を基本組成とし。
２．４％、Ｐ≦０．０４％、Ｓ≦Ｑ、００５％、１６％
≦Ｃｒ≦３０％、Ｎ≦０．０３％、０．１５＋７（Ｃ十
Ｎ）≦Ｎｂ≦０．６％、０．０５％≦Ａｆｌ≦５．０％
、０ 、００５％≦ＲＥＭ≦０．１％を基本組成とし。
要求される耐食性レベル等の必要に応じて、０．００１
％≦８≦０．０２％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．５％、０
．４≦Ｍｏ≦３．０％および０．３％≦Ｃｕ≦０．８％
から選択される成分を添加し残部Ｆｅ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の鋼材を、露点
が一３５℃以下のＨ２もしくは■２と非酸化性ガスの混
合ガス′８Ｉｌｌｌｌ気中で、９００〜１１００℃の焼
鈍を行い、鋼表面に１１酸化物を主とする酸化物皮膜を
形成させることからなる溶接部の耐食性にすぐれたフェ
ライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
％≦８≦０．０２％、０．０５％≦Ｔｉ≦０．５％、０
．４≦Ｍｏ≦３．０％および０．３％≦Ｃｕ≦０．８％
から選択される成分を添加し残部Ｆｅ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の鋼材を、露点
が一３５℃以下のＨ２もしくは■２と非酸化性ガスの混
合ガス′８Ｉｌｌｌｌ気中で、９００〜１１００℃の焼
鈍を行い、鋼表面に１１酸化物を主とする酸化物皮膜を
形成させることからなる溶接部の耐食性にすぐれたフェ
ライト系ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
本発明にかかるフェライト系ステンレス鋼は、溶接部の
耐食性改善のためＡｌと微量のＲＥＭの添加とともに、
還元性の雰囲気中で高温の焼鈍を施し。
耐食性改善のためＡｌと微量のＲＥＭの添加とともに、
還元性の雰囲気中で高温の焼鈍を施し。
鋼表面にＡｆｌ酸化物を主とする皮膜を形成することに
よって、溶接時のＣｒの酸化を抑制し耐食性の劣化を最
小限にとどめるものであるにれらの効果はＴＩ（Ｊ！ｆ
接試片を作製し１食塩水溶液に浸漬し各種合金元素およ
び雰囲気焼鈍条件が耐孔食性におよぼす影響を詳細に検
討した結果具い出したものである。
よって、溶接時のＣｒの酸化を抑制し耐食性の劣化を最
小限にとどめるものであるにれらの効果はＴＩ（Ｊ！ｆ
接試片を作製し１食塩水溶液に浸漬し各種合金元素およ
び雰囲気焼鈍条件が耐孔食性におよぼす影響を詳細に検
討した結果具い出したものである。
本発明に係るステンレス鋼の構成成分を上記のごとく限
定した理由を説明する。
定した理由を説明する。
Ｃ，Ｎ：これらの元素は、 Ｃｒと結合して耐粒界腐食
性を損うのでできるだけ低下することが望ましい、ここ
ではＣやＮとの結合力の大きいＮｂを添加するのである
程度の量は許容されるが、多くなるとＮｂの添加量も増
加し、溶接部の特性が劣化するのでＣ，Ｎの上限をそれ
ぞれ０．０３％とした。
性を損うのでできるだけ低下することが望ましい、ここ
ではＣやＮとの結合力の大きいＮｂを添加するのである
程度の量は許容されるが、多くなるとＮｂの添加量も増
加し、溶接部の特性が劣化するのでＣ，Ｎの上限をそれ
ぞれ０．０３％とした。
Ｓｉ ： Ｓｉは溶接部耐食性の改善には特に関係しな
いが、製鋼過程で脱酸のためある程度必要とするので上
限を１．０％とした。
いが、製鋼過程で脱酸のためある程度必要とするので上
限を１．０％とした。
Ｍｎ ： Ｍｎは脱酸作用の外、硫化物を形成する。鋼
中に残存するＭｎＳは可溶性で孔食等の起点となり耐食
性を損うので、できるだけ少い方が望ましいが製造原価
が上昇するから０．４％を上限とした。
中に残存するＭｎＳは可溶性で孔食等の起点となり耐食
性を損うので、できるだけ少い方が望ましいが製造原価
が上昇するから０．４％を上限とした。
ＦＤＰは不可避的に混入する不純物であるが、フェライ
ト系ステンレス鋼においてはとくに限定する必要がなく
１通常のＪＩＳ規格鋼程度の０．０４％を上限とした。
ト系ステンレス鋼においてはとくに限定する必要がなく
１通常のＪＩＳ規格鋼程度の０．０４％を上限とした。
ＳＯ３も不可避的に混入する不純物であるが、鋼中では
ＭｎＳとして残存し上述のように耐食性を損う。また、
本発明鋼ではＲＥＭを添加し、Ａｌ酸化物の形成をはか
り、特性を改善しているが、 ＲＥＭはまた、鋼中の
Ｓと結合し硫化物を形成しやすい。
ＭｎＳとして残存し上述のように耐食性を損う。また、
本発明鋼ではＲＥＭを添加し、Ａｌ酸化物の形成をはか
り、特性を改善しているが、 ＲＥＭはまた、鋼中の
Ｓと結合し硫化物を形成しやすい。
したがってＳが多いと有効なＲＥＭの量が減少するので
上限をｏ、ｏｏｓ％とした。
上限をｏ、ｏｏｓ％とした。
Ｃｒ ： Ｃｒはステンレス鋼の基本的な元素である。
一般に有効な耐食性を得るには１１％以」二の添加でよ
いが、ここでは温水環境での使用を考慮して下限を１６
％とする。一方、Ｃｒは多いほど耐食性はよくなるが、
多くなると製造が困難となりコストの上昇を招くととも
に製品での加工性が劣化するので３０％を上限とした。
いが、ここでは温水環境での使用を考慮して下限を１６
％とする。一方、Ｃｒは多いほど耐食性はよくなるが、
多くなると製造が困難となりコストの上昇を招くととも
に製品での加工性が劣化するので３０％を上限とした。
Ｎｂ ： ＮｂはＣ，Ｎを固定し粒界腐食を防止するた
めに重要な元素である。 Ｎｂ量の下限を０．１５＋７
（Ｃ％＋Ｎ％）としたのは、ＴＩＧ溶接による鋭敏化
を防ぐために必要な量であり、上限は溶接部の高温８り
れを避けるために０．６％とした。
めに重要な元素である。 Ｎｂ量の下限を０．１５＋７
（Ｃ％＋Ｎ％）としたのは、ＴＩＧ溶接による鋭敏化
を防ぐために必要な量であり、上限は溶接部の高温８り
れを避けるために０．６％とした。
Ａｌ ： ＡｌはＲＥＭの存在において、本発明鋼では
酸化スケールのある溶接部の耐食性を確保するために欠
かせぬ元素で、冷間圧延後の還元性雰囲気焼鈍により鋼
表面にＡｌの酸化物皮膜を形成し、溶接施工時のＣｒの
酸化を抑え耐食性の劣化を防ぐ。この作用を得るために
は０．０５％以上必要である。Ａｌの含有量は多ければ
多いほど有効な焼鈍温度の範囲は広くなるが、多くなる
と製造が困難となる。
酸化スケールのある溶接部の耐食性を確保するために欠
かせぬ元素で、冷間圧延後の還元性雰囲気焼鈍により鋼
表面にＡｌの酸化物皮膜を形成し、溶接施工時のＣｒの
酸化を抑え耐食性の劣化を防ぐ。この作用を得るために
は０．０５％以上必要である。Ａｌの含有量は多ければ
多いほど有効な焼鈍温度の範囲は広くなるが、多くなる
と製造が困難となる。
それに加工性や溶接ビードの形状が悪くなるので５．０
％を上限とする。
％を上限とする。
ＲＥＭ ： ＲＥＭは還元性ガスの雰囲気焼鈍において
、ＣｒやＦｅの酸化を抑制しＡｌの酸化を助長する。し
たがって比較的少いＡｌ量で溶接スケール部の耐食性劣
化を防ぐことができる。 ０．００５％未満ではこの
効果が十分発揮されず、一方０．１％を越えて添加する
と熱間加工性を阻害したり、コストや省資源の観点から
好ましくない。
、ＣｒやＦｅの酸化を抑制しＡｌの酸化を助長する。し
たがって比較的少いＡｌ量で溶接スケール部の耐食性劣
化を防ぐことができる。 ０．００５％未満ではこの
効果が十分発揮されず、一方０．１％を越えて添加する
と熱間加工性を阻害したり、コストや省資源の観点から
好ましくない。
ＢＩＢはＩｔＥＭと同様にＡｌ皮膜の形成を助長する作
用を有するので、特に少量のＡｌで耐食性を得る目的で
添加するものである。０．００１％未り冑では上記の作
用に顕著な効果が得られず、一方、 ０．０２％を越え
て含有させると窒化物などの化合物が多くなり鋼塊価を
発生するようになることから、Ｂの含有量は０．００１
〜０．０２％と定めた。
用を有するので、特に少量のＡｌで耐食性を得る目的で
添加するものである。０．００１％未り冑では上記の作
用に顕著な効果が得られず、一方、 ０．０２％を越え
て含有させると窒化物などの化合物が多くなり鋼塊価を
発生するようになることから、Ｂの含有量は０．００１
〜０．０２％と定めた。
Ｔｉ ： ＴｉはＡｌに次ぐ酸化物形成能を有しており
、雰囲気の露点および焼鈍温度に対応する酸化ポテンシ
ャルの比較的高い領域において、酸化物を生成しＡｌ皮
膜をより安定にする作用を有する。また、Ｔ１は鋼中の
Ｓと化合し化学的に安定な硫化物をつくり、腐食の起点
となりやすいＭ ｎ Ｓの形成を防ぐことにより、鋼の
耐食性とくに耐孔食性や耐隙間腐食性の改善作用も有し
ている。これらの作用を発揮するためには０．０５％以
上のＴｉが必要であり、一方、多くなると製品の表面疵
の問題が表面化するので上限を０．５％とした。
、雰囲気の露点および焼鈍温度に対応する酸化ポテンシ
ャルの比較的高い領域において、酸化物を生成しＡｌ皮
膜をより安定にする作用を有する。また、Ｔ１は鋼中の
Ｓと化合し化学的に安定な硫化物をつくり、腐食の起点
となりやすいＭ ｎ Ｓの形成を防ぐことにより、鋼の
耐食性とくに耐孔食性や耐隙間腐食性の改善作用も有し
ている。これらの作用を発揮するためには０．０５％以
上のＴｉが必要であり、一方、多くなると製品の表面疵
の問題が表面化するので上限を０．５％とした。
ＭｏおよびＣｕはいずれも、塩化物溶液環境における鋼
の耐孔食性、耐隙間腐食性改善のために有効な成分であ
るが、使用される環境や缶体の隙間ｊ、ｌ、ｌｉ造に応
じてそれぞれ甲、独あるいは複合で添加する。
の耐孔食性、耐隙間腐食性改善のために有効な成分であ
るが、使用される環境や缶体の隙間ｊ、ｌ、ｌｉ造に応
じてそれぞれ甲、独あるいは複合で添加する。
Ｍｏは０．４％未満では耐食性の改善効果が不充分であ
り、上限は温水環境が対象であることがらコス１〜と耐
食性を考慮して３．０％とした。ＣＩＪについては０．
３％未満では耐食性の改善効果が得られず、一方０．８
％を越えて添加してもその効果は飽和してしまうので含
有量を０．３〜０．８％に限定した。
り、上限は温水環境が対象であることがらコス１〜と耐
食性を考慮して３．０％とした。ＣＩＪについては０．
３％未満では耐食性の改善効果が得られず、一方０．８
％を越えて添加してもその効果は飽和してしまうので含
有量を０．３〜０．８％に限定した。
次に熱処理条件の限定理由を述へる。
１１□あるいは１１□とＮ２などの非酸化性ガスの混合
ガス雰囲気中で焼鈍を行うと、ステンレス鋼板の表面に
は雰囲気の酸化ポテンシャル、露点および８度に応じて
異なる組成の酸化物が生成する。雰囲気の酸化ポテンシ
ャル、露点が高いと焼鈍後の鋼板表面の着色がつよくな
る。とくに本発明鋼においては酸素との親和力がつよい
Ａｌを含有するので。
ガス雰囲気中で焼鈍を行うと、ステンレス鋼板の表面に
は雰囲気の酸化ポテンシャル、露点および８度に応じて
異なる組成の酸化物が生成する。雰囲気の酸化ポテンシ
ャル、露点が高いと焼鈍後の鋼板表面の着色がつよくな
る。とくに本発明鋼においては酸素との親和力がつよい
Ａｌを含有するので。
雰囲気の露点は一３５℃以下に管理する必要がある。
焼鈍温度の下限を９００℃としたのは、９００℃以下で
は十分な再結晶組織が得られず、機械的性質および成形
性が劣化する。しかも鋼板表面の皮膜中のＡｌ酸化物が
十分に形成されず所期の耐食性が発揮されない。一方、
１１００℃を越えると結晶粒の粗大化が顕著となり製品
加工後の肌荒れが生じるので好ましくない。
は十分な再結晶組織が得られず、機械的性質および成形
性が劣化する。しかも鋼板表面の皮膜中のＡｌ酸化物が
十分に形成されず所期の耐食性が発揮されない。一方、
１１００℃を越えると結晶粒の粗大化が顕著となり製品
加工後の肌荒れが生じるので好ましくない。
なお、熱処理時間は、長時間の熱処理では酸化皮膜が厚
くなり着色の程度もつよくなり、またコストの上昇を招
くことから好ましくない。通常は光輝焼鈍仕上げのＢＡ
ラインを用いるが、１ｍｍ程度の板厚であれば５〜６０
秒程度の均熱時間が適当である。
くなり着色の程度もつよくなり、またコストの上昇を招
くことから好ましくない。通常は光輝焼鈍仕上げのＢＡ
ラインを用いるが、１ｍｍ程度の板厚であれば５〜６０
秒程度の均熱時間が適当である。
第１表に示す成分の鋼を真空溶解法で溶製し、鍛造、熱
延したのち、ＨＨＨＪ’Ｘの冷延鋼板を作製した。
延したのち、ＨＨＨＪ’Ｘの冷延鋼板を作製した。
た。
ＡＳｌｌおよびＥ −Ｉ ｔｌｌｌは１９Ｃｒ系鋼で、
Ｂ−０鋼およびＪ −０鋼は１８Ｃｒ−２Ｍｏ系鋼であ
る。
Ｂ−０鋼およびＪ −０鋼は１８Ｃｒ−２Ｍｏ系鋼であ
る。
雰囲気焼鈍は＋１２甲、独およびＨ２／Ｎ、＝３／１の
混合ガス中で、８００〜１１００℃の範囲に温度をかえ
て行った。保持時間は３０秒とした。
混合ガス中で、８００〜１１００℃の範囲に温度をかえ
て行った。保持時間は３０秒とした。
第１図は供試鋼重を上述の条件で８５０℃、９００℃お
よび１０００℃で焼鈍した場合の表層の化学組成をＥ
Ｓ ＣＡ （Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ５ｐｅｃｌ：ｒｏｓｃ
ｏｐｙ ｏｆ ＣｈｅｍｉｃａｌＡｎａｌｙｓｉｓ）で
分析した結果を示す図である。横軸エツチング時間は要
するに表面からの深さを代表する。９００℃以上に加熱
すると最表層には多量のＡｌ、Ｏ，が生成することがわ
かる。同時に１表層のＦｅ、 Ｃｒのメタル成分は著し
く減少し、１０００℃で加熱したものでは表層には認め
られない。即ち１本発明方法は前述の組成の鋼材を、前
述の条件のもとで焼鈍して、その表面にＡΩ酸化物を形
成する。ことを眼目とする。
よび１０００℃で焼鈍した場合の表層の化学組成をＥ
Ｓ ＣＡ （Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ５ｐｅｃｌ：ｒｏｓｃ
ｏｐｙ ｏｆ ＣｈｅｍｉｃａｌＡｎａｌｙｓｉｓ）で
分析した結果を示す図である。横軸エツチング時間は要
するに表面からの深さを代表する。９００℃以上に加熱
すると最表層には多量のＡｌ、Ｏ，が生成することがわ
かる。同時に１表層のＦｅ、 Ｃｒのメタル成分は著し
く減少し、１０００℃で加熱したものでは表層には認め
られない。即ち１本発明方法は前述の組成の鋼材を、前
述の条件のもとで焼鈍して、その表面にＡΩ酸化物を形
成する。ことを眼目とする。
第２表はＴＩＧ溶接を施した試片の孔食試験の結果を示
す。ＴＩＧ溶接では試片の溶接裏面へのＡｒガスシール
ドを行わず、酸化スケールの生成を促した。
す。ＴＩＧ溶接では試片の溶接裏面へのＡｒガスシール
ドを行わず、酸化スケールの生成を促した。
孔食試験は、溶接機試片からＴＩＧ溶接ビードが中央に
くるように５０ｍｍ Ｘ ２５ｍ＋ｍの形状に切り出し
、スケールを除去せずに、２％Ｈ，Ｏ□を加えた５０℃
の５％〜＋」ＣＱ温溶液浸漬して行った。浸漬は１９ｃ
ｒ系鋼で４時間、１８Ｃｒ−２Ｍｏ系鋼は２４時間行っ
た。耐食性の評価は、試験前後の重Ｈ減から腐食度を算
出するとともに、酸化スケールのある熱形ワ部（ＨＡＺ
）における食孔（ピット）の有無により行った。
くるように５０ｍｍ Ｘ ２５ｍ＋ｍの形状に切り出し
、スケールを除去せずに、２％Ｈ，Ｏ□を加えた５０℃
の５％〜＋」ＣＱ温溶液浸漬して行った。浸漬は１９ｃ
ｒ系鋼で４時間、１８Ｃｒ−２Ｍｏ系鋼は２４時間行っ
た。耐食性の評価は、試験前後の重Ｈ減から腐食度を算
出するとともに、酸化スケールのある熱形ワ部（ＨＡＺ
）における食孔（ピット）の有無により行った。
０．０５％以上のＡｆｌとＲＥＭを含む鋼を、露点が一
３５℃以下の■２あるいはＨ２／Ｎ、混合ガス雰囲気中
で９００’Ｃ−１１００℃の焼鈍を行うと、１９Ｃｒ系
鋼、１８Ｃｒ−２Ｍ。
３５℃以下の■２あるいはＨ２／Ｎ、混合ガス雰囲気中
で９００’Ｃ−１１００℃の焼鈍を行うと、１９Ｃｒ系
鋼、１８Ｃｒ−２Ｍ。
系鋼ともに孔食発生による腐食度は低くなる。しかも溶
接酸化スケールの厚い溶接裏面の溶接熱影響部において
も孔食の発生がなく、酸化スケール部での耐食性劣化は
認められない。１９ｃｒ系鋼において、Ｆ鋼は０．０８
％ＡｌであるがＢの添加により１．２７％Ａｌを含有す
るＥｗｉと同等の耐食性を示している。またＧ１１ｌは
Ｔ１添加の効果が表われ、Ｅ、 Ｆ鋼に較べて腐食度が
小さく、さらにＣｕを添加したＨ、Ｉ鋼の腐食度は低い
。次に、１８ｃｒ−２Ｍｏ系鋼についてみると、Ｃ８１
１は本発明で示した条件で雰囲気焼鈍を行っても、Ａｔ
ｆｆ１が０．０１９％と低いため溶接部での孔食発生が
多い。また、Ｄ鋼は１．４５％のｉを含有するがＲＥＭ
を含まないためスケール部に孔食が生じている。Ｊ鋼は
本発明に規定する鋼であるが、焼鈍温度が８００℃の場
合、腐食度が大きくなる傾向を示しスケール部に孔食が
認められた。
接酸化スケールの厚い溶接裏面の溶接熱影響部において
も孔食の発生がなく、酸化スケール部での耐食性劣化は
認められない。１９ｃｒ系鋼において、Ｆ鋼は０．０８
％ＡｌであるがＢの添加により１．２７％Ａｌを含有す
るＥｗｉと同等の耐食性を示している。またＧ１１ｌは
Ｔ１添加の効果が表われ、Ｅ、 Ｆ鋼に較べて腐食度が
小さく、さらにＣｕを添加したＨ、Ｉ鋼の腐食度は低い
。次に、１８ｃｒ−２Ｍｏ系鋼についてみると、Ｃ８１
１は本発明で示した条件で雰囲気焼鈍を行っても、Ａｔ
ｆｆ１が０．０１９％と低いため溶接部での孔食発生が
多い。また、Ｄ鋼は１．４５％のｉを含有するがＲＥＭ
を含まないためスケール部に孔食が生じている。Ｊ鋼は
本発明に規定する鋼であるが、焼鈍温度が８００℃の場
合、腐食度が大きくなる傾向を示しスケール部に孔食が
認められた。
Ｋ鋼はＢとＴｉを含有しており、すぐれた耐食性を示し
た。Ｌ、ＭｇＩ２は０．３８％および０．３３％のＡｌ
量ではあるがＢおよびＢとＣｕを含有していることから
、１．２１％のＡｌを含むＮｔｌｌと同等もしくは同等
以上の耐食性を示した。Ｄ鋼はＡｌｍが４．１９％と高
いうえに、Ｃｕを含有することと相俟ってすぐれた耐食
性を示した。
た。Ｌ、ＭｇＩ２は０．３８％および０．３３％のＡｌ
量ではあるがＢおよびＢとＣｕを含有していることから
、１．２１％のＡｌを含むＮｔｌｌと同等もしくは同等
以上の耐食性を示した。Ｄ鋼はＡｌｍが４．１９％と高
いうえに、Ｃｕを含有することと相俟ってすぐれた耐食
性を示した。
以」二述べたように本発明方法によって製造される鋼材
は溶接時に生じる酸化スケールによって耐食性が阻害さ
れないので、低濃度塩化物環境で優れた耐食性を得るこ
とができ、上水道水や中水道水を対象とした温水機器に
対して防食や溶接施工に制約がない上、これらの機器の
耐久性を向上させることができるなど、工業的価値は極
めて高い。
は溶接時に生じる酸化スケールによって耐食性が阻害さ
れないので、低濃度塩化物環境で優れた耐食性を得るこ
とができ、上水道水や中水道水を対象とした温水機器に
対して防食や溶接施工に制約がない上、これらの機器の
耐久性を向上させることができるなど、工業的価値は極
めて高い。
第１図は、０．２０％のＡｆｌと８口を含有する鋼を、
露点−３８℃，Ｈ□／Ｎ、＝３／ｌの混合ガス雰囲気中
で８５０℃×３０秒、９００℃Ｘ３０秒および１０００
℃Ｘ３０秒の温度で焼鈍して生じた鋼板表面の組成をＥ
ＳＣＡによって分析した図である。
露点−３８℃，Ｈ□／Ｎ、＝３／ｌの混合ガス雰囲気中
で８５０℃×３０秒、９００℃Ｘ３０秒および１０００
℃Ｘ３０秒の温度で焼鈍して生じた鋼板表面の組成をＥ
ＳＣＡによって分析した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：＜０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ２、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ Ｂ：０．００１〜０．０２％ を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ３、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．０５〜０．５％ を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ４、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ と Ｍｏ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．８％の１
種または２種 を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ５、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ Ｂ：０．００１〜０．０２％ と Ｍｏ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．８％の１
種または２種 を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ６、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．０５〜０．５％ と Ｍｏ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．８％の１
種または２種 を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。 ７、Ｃ：≦０．０３％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦０．４％ Ｐ：≦０．０４％ Ｓ：≦０．００５％ Ｃｒ：１６〜３０％ Ｎ：≦０．０３％ Ｎｂ：０．１５＋７（Ｃ％＋Ｎ％）〜０．６％Ａｌ：０
．０５〜５．０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ Ｂ：０．００１〜０．０２％ Ｔｉ：０．０５〜０．５％ と Ｍｏ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．３〜０．８％の１
種または２種 を含み、残部Ｆｅ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の鋼材を 炉内雰囲気：Ｈ＿２またはＨ＿２と非酸化性ガスの混合
ガス 露点：−３５℃以下 温度：９００〜１１００℃ の条件下で雰囲気焼鈍を行い、鋼材表面にＡｌ酸化物を
主とする酸化物皮膜を形成させることを特徴とする溶接
部の耐食性にすぐれたフェライト系ステンレス鋼材の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26194086A JPH0635615B2 (ja) | 1986-11-05 | 1986-11-05 | 溶接部の耐食性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼材の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26194086A JPH0635615B2 (ja) | 1986-11-05 | 1986-11-05 | 溶接部の耐食性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼材の製法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63118011A true JPS63118011A (ja) | 1988-05-23 |
| JPH0635615B2 JPH0635615B2 (ja) | 1994-05-11 |
Family
ID=17368789
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26194086A Expired - Lifetime JPH0635615B2 (ja) | 1986-11-05 | 1986-11-05 | 溶接部の耐食性にすぐれたフエライト系ステンレス鋼材の製法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0635615B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5489345A (en) * | 1991-12-19 | 1996-02-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel for use in exhaust manifolds of automobiles |
| KR100259739B1 (ko) * | 1995-06-22 | 2000-06-15 | 에모또 간지 | 성형가공후의 내표면거침성 및 고온 피로특성이 우수한 페라이트계 스테인레스 열연강판 |
| JP2007191739A (ja) * | 2006-01-18 | 2007-08-02 | Jfe Steel Kk | 耐酸化性とろう付け性に優れる耐熱材料 |
| CN100392137C (zh) * | 2005-06-28 | 2008-06-04 | 重庆科技学院 | 一种铁基耐蚀合金 |
| JP2013209706A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2019073783A (ja) * | 2017-10-19 | 2019-05-16 | 日新製鋼株式会社 | 耐食性に優れるＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼材および製造方法 |
-
1986
- 1986-11-05 JP JP26194086A patent/JPH0635615B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5489345A (en) * | 1991-12-19 | 1996-02-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel for use in exhaust manifolds of automobiles |
| KR100259739B1 (ko) * | 1995-06-22 | 2000-06-15 | 에모또 간지 | 성형가공후의 내표면거침성 및 고온 피로특성이 우수한 페라이트계 스테인레스 열연강판 |
| CN100392137C (zh) * | 2005-06-28 | 2008-06-04 | 重庆科技学院 | 一种铁基耐蚀合金 |
| JP2007191739A (ja) * | 2006-01-18 | 2007-08-02 | Jfe Steel Kk | 耐酸化性とろう付け性に優れる耐熱材料 |
| JP4742876B2 (ja) * | 2006-01-18 | 2011-08-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐酸化性とろう付け性に優れる耐熱材料 |
| JP2013209706A (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-10 | Jfe Steel Corp | 溶接部の耐食性に優れるフェライト系ステンレス鋼 |
| JP2019073783A (ja) * | 2017-10-19 | 2019-05-16 | 日新製鋼株式会社 | 耐食性に優れるＮｂ含有フェライト系ステンレス鋼材および製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0635615B2 (ja) | 1994-05-11 |
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