TWI439555B - 焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法 - Google Patents

焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI439555B
TWI439555B TW100119016A TW100119016A TWI439555B TW I439555 B TWI439555 B TW I439555B TW 100119016 A TW100119016 A TW 100119016A TW 100119016 A TW100119016 A TW 100119016A TW I439555 B TWI439555 B TW I439555B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
value
stainless steel
mass
steel sheet
Prior art date
Application number
TW100119016A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201207128A (en
Inventor
Hiroki Ota
Kenichi Fujita
Yasushi Kato
Original Assignee
Jfe Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of TW201207128A publication Critical patent/TW201207128A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI439555B publication Critical patent/TWI439555B/zh

Links

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B9/00—Measures for carrying out rolling operations under special conditions, e.g. in vacuum or inert atmosphere to prevent oxidation of work; Special measures for removing fumes from rolling mills
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Description

焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法
本發明是關於例如作為運煤(coal)或鐵礦(iron ore)之貨車(鐵路貨車(rail wagon))的車體用途材料而具適當焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板(structural stainless steel sheet)及其製造方法。
作為運煤(coal)或鐵礦(iron ore)之貨車(鐵路貨車(rail wagon))的車體用途材料多使用不鏽鋼。所開採的煤含多量的硫磺含量(sulfur content)，因此對於鐵路貨車的車體用的材料，要求有抗硫磺腐蝕性能(sulfate corrosion resistance)，尤其是焊接部的晶界腐蝕性(intergranular corrosion resistance)。
兼具有抗蝕性與焊接性的不鏽鋼是例如在專利文獻1所揭示的焊接部韌性優異之含Ti的鐵素體不鏽鋼。但是，專利文獻1的技術是將焊接部成分設計為肥粒鐵相(ferrite phase)，因此會有焊接部的韌性(toughness)與抗蝕性不足的問題。
相對於此，專利文獻2與專利文獻3揭示有藉高溫之相分率的控制，在焊接部生成適當量的麻田散鐵相(martensitic phase)，來改善焊接部的加工性(workability)與抗蝕性的技術。並在專利文獻4中，揭示有適合使用二氧化碳(carbon dioxide gas)之焊接法的不鏽鋼。又，本發明人的其中之一，首先，提出使用可正確預測獲得焊接部之組織的參數(parameter)，藉著成分組成的適當化來改善焊接部的抗蝕性的構造用不鏽鋼鋼板(專利文獻5)。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]　日本特開平3-249150號公報
[專利文獻2]　日本特開2002-167653號公報
[專利文獻3]　日本特開2009-13431號公報
[專利文獻4]　日本特開2002-30391號公報
[專利文獻5]　日本特開2009-280850號公報
但是，該等專利文獻2~5所揭示的技術中，針對最適當成分範圍有關的檢討並不充分。尤其該等文獻針對製造性(manifacturability)幾乎未見任何的考慮，而在坯材階段(slab stage)即有顯著的龜裂產生及所謂鑄痂(scab)之表面缺陷(surface defect)的產生，在成品率(yield ratio)降低所導致成本增加(cost rise)的迴避上困難。
本發明是有鑒於上述的問題所研創而成，提供一種可廉價且高效率生產，焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板為目的。
本發明人的其中之一，為解決上述課題專心致力研究的結果，只要將化學成分，尤其是Mn、Ti的含量及各成份的平衡(balance)調整在適當範圍，即可抑制起因於晶界附近的Cr缺乏所導致的晶界腐蝕(intergranular corrosion)，及焊接熱影響部以麻田散鐵(martensite)為主體的組織等實際知識，而提出如專利文獻5表示的參數(F值)。並且，本發明人根據該等的知識，尤其是持續進行製造性的有關詳細檢討的結果，除適量含有Al之外，並將V、Ca、O降低到預定範圍以下，並將FFV值設定在適當範圍內以作為顯示製造性良否的新的參數，藉此發現可明顯減少坯材龜裂(slab crack)及中介物起因的鑄痂(表面缺陷)，以至完成本發明。
亦即，本發明提供一種焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板，其特徵為：含質量%，C：0.01~0.03%、N：0.01~0.03%、Si：0.10~0.40%、Mn：1.5~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.05~0.15%、Cr：10~13%、Ni：0.5~1.0%、Ti：4×(C+N)(但是，C、N是表示該等的含量(質量%))以上，0.3%以下、並限制，V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，另外，以下的式所表示的F值及FFV值符合F值≦11、FFV值≦9.0，殘餘部為Fe及不可避免的雜質所構成。
F值=Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)
FFV值=Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V
但是，該等的式中，各元素符號為該等元素的含量(質量%)。
另外，本發明提供一種焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板，其特徵為：除上述成份之外，並含有質量%之Cu：1.0%以下的成份。
又，本發明提供一種焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板，其特徵為：除上述成份之外，並含有質量%之Mo：1.0%以下的成份。
此外，本發明提供一種構造用不鏽鋼鋼板之製造方法，其特徵為，含有質量%：C：0.01~0.03%、N：0.01~0.03%、Si：0.10~0.40%、Mn：1.5~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.05~0.15%、Cr：10~13%、Ni：0.5~1.0%、Ti：4×(C+N)(但是，C、N是表示該等的含量(質量%))以上、0.3%以下，並限制：V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，另外，以下的式所表示的F值及FFV值符合F值≦11、FFV≦9.0，將具有殘餘部為Fe及不可避免的雜質之組成的鋼坯加熱至1100~1300℃溫度之後，在超過1000℃的溫度區進行包含至少進行1回以上的下壓率30%以上之熱粗軋的熱軋製，並在上述熱軋製進行之後，熱軋板不進行退火而是以600~1000℃的溫度進行退火後施以酸洗。
F值=Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)
FFV值=Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V
但是，該等的式中，各元素符號為該等元素的含量(質量%)。
又，本發明提供一種焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板的製造方法，其特徵為，除上述成份之外，並含有質量%之Cu：1.0%以下的成份。
並且，本發明提供一種焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板的製造方法，其特徵為，除上述成份之外，並含有質量%之Mo：1.0%以下的成份。
根據本發明，可以廉價且高效率生產，獲得例如作為運煤或鐵礦之貨車(鐵路貨車)的車體用途材料而具適當焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板。
以下，針對本發明詳細說明。
首先，針對本發明的成分組成。以下的說明中，%表示為質量%。
‧C：0.01~0.03%
‧N：0.01~0.03%
C及N作為構造用不鏽鋼鋼板為獲得必要的強度，皆必須含有0.01%以上。另一方面，C、N的含量一旦超過0.03%時，容易析出Cr碳化物或者Cr碳氮化物，會降低抗蝕性，尤其是焊接熱影響部的抗蝕性。又，焊接熱影響部硬化也會使得韌性降低。為此，C及N的含量皆設定在0.01~0.03%的範圍。並以C0.015~0.025%、N0.012~0.02%的範圍為佳。
‧Si：0.10~0.40%
Si是使用作為脫氧劑的元素，在其效果的獲得上必須含有0.10%以上。另一方面，其含量一旦超過0.04%時會使熱軋鋼板的韌性降低。因此，Si含量設在0.10~0.40%的範圍。並以下限0.02%、上限0.30%為佳。
‧Mn：1.5~2.5%
Mn作為脫氧劑，並以作為構造用不鏽鋼鋼板確保必要強度用的強化元素為有用的元素，並且也是高溫的沃斯田鐵穩定化元素。又，本發明在將熱焊接影響部的微組織控制於具有預定體積率的馬丁體組織為極重要的元素。在發揮以上的作用，其含量必須在1.5%以上。另一方面，即使含量超過2.5%，不僅會使其效果飽和，含量過剩以致韌性降低，並會降低製造步驟的脫垢性而對表面性狀造成不良影響，並也會增大合金成本。因此，設定Mn的含量在1.5~2.5%的範圍。並以1.8~2.5%的範圍為佳。而以1.85~2.0%的範圍最佳。
‧P：0.04%以下
P從熱加工性的點來看以少量為佳，設其含量所容許的上限值為0.04%。並以0.035%以下為佳。
‧S：0.02%以下
S從熱加工性及抗蝕性的點來看以少量為佳，設其含量所容許的上限值為0.02%。並以0.005%以下為佳。
‧Al：0.05~0.15%
Al一般雖含有作為脫氧用，但是本發明中，發現具有效的製造性，尤其可抑制坯材階段之龜裂發生的作用，適量含有可發揮此功能。為抑制坯材龜裂的發生，除Al含量外，有如後述V、Ca、O的降低，進一步使FFV值最適當化的必要。針對Al含量來改善坯材龜裂的機構，雖未必有明確的存在，但可推定為相分率的適當化與夾雜物形態的抑制效果。為了獲得以上的效果，Al含有0.05%以上為必要。另一方面，其含量超過0.15%時，生成大型的Al系夾雜物而導致表面缺陷的原因。為此，設Al的含量為0.05~0.15%的範圍。並以0.080~0.15%的範圍為佳。而以0.085~0.120%的範圍最佳。
‧Cr：10~13%
Cr是形成鈍化層膜，除可確保抗蝕性，尤其是焊接熱影響部的抗蝕性而為必要的元素，為獲得其效果必須含有10%以上。另一方面，含有Cr超過13%時，不僅會使得成本上升，在焊接部高溫且充分之沃斯田鐵相的確保上困難，在焊接後的焊接熱影響部獲得必要分率之麻田散鐵組織變得困難。其結果，會導致在焊接熱影響部之抗晶界腐蝕性的降低。因此，設Cr含量在10~13%的範圍。並以10.5~12.5%為佳。
‧Ni：0.5~1.0%
Ni是以確保強度與韌性為目的而含有0.5%以上。另一方面，Ni為昂貴的元素，從經濟性的觀點來看，設其上限為1.0%。並且，Ni是與Mn同樣為高溫之沃斯田鐵穩定化元素，在將焊接熱影響部的微組織控制於具有期待體積率的麻田散鐵組織上極有用，但是本發明可藉著Mn的添加充分獲得其效果，所以Ni的含量在0.5~1.0%的範圍為適當。並以0.60~1.0%的範圍為佳。而以0.60~0.90%的範圍最佳。
‧Ti：4×(C+N)以上、0.3%以下
Ti為本發明中獲得優異之焊接部抗蝕性用的重要元素，尤其為提升焊接熱影響部之抗晶界腐蝕性所必須的元素。Ti是將鋼中的C、N作為Ti的碳化物、氮化物或碳氮化物(以後，總稱碳化物、氮化物、碳氮化物的3種，標記為碳氮化物等)析出固定，具有抑制Cr的碳氮化物等生成的效果。本發明中，鋼板的焊接熱影響部具有肥粒鐵與麻田散鐵所構成的組織，但是對抗蝕性的點而言，會有冷卻中隨著碳氮化物等析出的肥粒鐵相部份之抗蝕性降低的問題。本發明涉及的鋼板會因為在焊接時的焊接影響部析出Cr的碳氮化物等而在晶界附近產生Cr欠缺尤其是肥粒鐵相的部份之抗晶界腐蝕性降低的問題，可藉著含有Ti獲得解決。為了發揮以上的效果，Ti的含量必須為4×(C+N)以上(但是，C、N事表示該等的含量(質量%))。另一方面，如超過0.3%含多量時，不僅會使其效果飽和，鋼中會析出多量Ti的碳氮化物等，導致韌性的劣化。因此，設Ti的含量為4×(C+N)以上、0.3%以下。並以0.180~0.230%的範圍為佳，可降低C、N以有效地使Ti的含量同時符合4×(C+N)以上。
本發明為了生產性(成品率)或製造性，尤其是抑制坯材階段的龜裂或夾雜物起因產生的鑄痂(表面缺陷)的產生，如下述V、Ca、O的降低為重要。
‧V：0.05%以下
V為Cr原料等的雜質含量多，在意料外含有的場合，尤其為抑制在坯材階段龜裂的產生，有嚴格限制其含量的必要。從以上的觀點V的含量必須在0.05%以下。並以範圍在0.03%以下為佳，更以範圍小於0.03%最佳。設含量為0.01%以下時，雖可獲得更大的龜裂抑制效果，但必須進行原料的挑選等，不利於經濟性。
‧Ca：0.0030%以下
Ca是生成低熔點的夾雜物，尤其是造成夾雜物起因之表面缺陷的原因。因此，本發明中有嚴格限制其含量的必要，設其上限為0.0030%。Ca含量以越低越好，0.0010%，並以0.0002%以下為佳，但必須進行原料的挑選等，不利於經濟性。
‧O：0.0080%以下
O為了抑制氧化物系夾雜物的生成，確保高的生產性，其含量必須要低，設其上限為0.0080%。並以0.0060%以下為佳。
另外，本發明設定以下表示的F值、FFV值在適當的範圍內，可大為改善抗蝕性與生產性。
‧F值≦11
F值是以Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)(但是，各元素符號為該等元素的含量(質量%))表示，為推定焊接時的焊接熱影響部之微組織(microstructure)的參數，更詳細而言為推定麻田散鐵組織之體積率(肥粒鐵組織的殘餘率)的參數。如焊接熱影響部暴露在高溫的部位是使其一部份變質為沃斯田鐵(austenite)(或進一步變質為δ肥粒鐵(delta ferrite))，該相在冷卻過程中變質為麻田散鐵。其比例是受到肥粒鐵穩定化元素(肥粒鐵生成元素(ferrite formation elements))與沃斯田鐵穩定化元素(沃斯田鐵生成元素(austenite formation elements))的定量平衡的影響。表示上述F值的式中的係數為正的元素(Cr、Si、Ti)是肥粒鐵穩定化元素，係數為負的元素(Ni、Mn、C、N)則是沃斯田鐵穩定化元素。即，F值越大則肥粒鐵組織越容易殘留(肥粒鐵組織的體積率大，即麻田散鐵組織的體積率小)，越小則肥粒鐵組織越容易殘留(肥粒鐵組織的體積率小，即麻田散鐵組織的體積率大)。
專利文獻5中，調查F值與焊接熱影響部的麻田散鐵組織的體積率的關係，並進一步藉硫酸-硫酸銅腐蝕試驗來評估焊接熱影響部附近的抗蝕性，獲得成份的最適當化，但本發明是和上述專利文獻5同樣，為獲得焊接熱影響部抗蝕性的提升，設上述的F值為11以下(麻田散鐵體積率：40%以上)。並以F值：10.5以下(麻田散鐵體積率60%以上)為佳，並以10以下最佳。另外，從焊接部的抗蝕性的觀點F值的下限是以5.0以上為佳，且更好的範圍是在6.0以上。
‧FFV值≦9.0
FFV值是以Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V(但是，各元素符號為該等元素的含量(質量%))表示，本發明是重新導出以作為顯示製造性的指標。該FFV值是考慮熱軋製中的相平衡用，如上述的成分調整，尤其是除了進行Al含有或V、Ca、O上限的限制之外，使該值為小的值，可藉此明顯減少在坯材階段之龜裂與夾雜物為起因所致表面缺陷的產生。在考慮設定F值時獲得未曾考慮之Al量的新參數的最適當化，藉此成功地大為抑制表面缺陷產生所造成之成品率降低為本發明大的特徵。FFV值最適當化之製造性改善的機構雖非明確地存在，但是設FFV值為9.0以下即可明顯改善製造性，則設定FFV值為9.0以下。並以8.5以下為佳。此外，設定小的FFV值，雖可有效減少Cr量或增加C、N量，但如此一來會有抗蝕性降低的疑慮。因此，FFV值的下限以5.0以上為佳。且更好的範圍是在6.0以上。
熱軋板或熱軋退火板的狀態所使用的本發明鋼板在減少表面缺陷而於坯材階段控制其龜裂與夾雜物是重要的。表面缺陷的產生致成品率大為降低的龜裂與鑄痂的部份不僅外觀不良，且會形成鏽蝕產生的起點，因此作為製品出貨時有成為必須被排除對象的部份。再者，上述FFV值中的式中雖含有Mo、V、Cu，但也有鋼中不含該等的場合，不含該等的場合，設該等之中不含的成分為0%來計算FFV值。
第1圖表示FFV值與表面缺陷產生率的關係。可得知缺陷的產生率相對於捲材全長，將由缺陷產生部份的長度所算出的FFV值設定在9.0以下的適當範圍內，可藉此顯著抑制表面缺陷的產生。
本發明中，上述成份之外，根據需要可在以下的範圍內含有Cu。
‧Cu：1.0以下
Cu為提升抗蝕性的元素，尤其是可降低裂隙腐蝕(crevice corrosion)的元素。所以可添加於要求高抗蝕性的場合。但是，含量超過1.0%時，除了會降低熱軋加工性(hot workability)之外，並會破壞高溫的相平衡，在焊接熱影響部獲得預定的組織上困難。因此，含有Cu的場合，設其上限為1.0%。在充分發揮抗蝕性提升效果上以0.3%以上含量為有效。且較佳的範圍為0.3~0.5%。
‧Mo：1.0%以下
Mo為提升抗蝕性的元素，尤其可添加於要求高抗蝕性的場合。但是，含量超過1.0%時，除了會降低冷軋的加工性之外，並會引起熱軋的粉斑，使得表面品質極端地降低。因此，含有Mo的場合，設其上限為1.0%。在充分發揮抗蝕性則以0.03%以上含量為有效。且較佳的範圍為0.1~1.0%。
本發明中，如上述，除針對Cu與Mo在1.0%以下含量來改善抗蝕性之外，並以0.005%以下的B含量來改善延展性等，根據以往得到的知識雖可含有其他的元素，但此時考量在高溫的相平衡同樣是重要的。並且，Nb為強穩定性元素，與C或N的結合會導致相平衡大的破壞，所以在本發明中不添加。並且，以上規定之元素以外的殘餘部則為Fe及不可避免的雜質。
本發明涉及的鋼板為獲得焊接熱影響部之抗蝕性的提升，設上述的F值為11以下，可使焊接熱影響部的麻田散鐵體積率形成40%以上。並以設定F值在10.5以下為佳，可使焊接熱影響部的麻田散鐵體積率形成60%以上。以設定F值在10以下更佳，此時的麻田散鐵體積率形成80%以上。並且，本發明所涉及的鋼板，母構件為體積率的50%以上是肥粒鐵組織。殘餘部的組織尤其在熱軋的狀態下，存在有麻田散鐵相與殘留γ相，一部份是含碳氮化物等的組織。尤其是設定如後述的適當組織成份以適當的退火條件施以熱軋板退火後的熱軋退火板的組織為具有體積率大致100%的肥粒鐵相組織，具有非常優異的加工性。
接著，針對本發明所涉及不鏽鋼鋼板之製造方法說明如下。
本發明的不鏽鋼鋼板之製造方法只要是根據通常方法法進行即可，尤其不加以限定，但可高效率製造的方法則可將上述成分組成熔製後的鋼藉連續鑄造等製成坯材後形成熱軋捲材，並依需要將此退火後，進行脫垢(descaling)(噴砂處理(shot blasting)、酸洗(pickling)等)，推薦為本發明有關的不繡鋼鋼板之方法。
以下，加以詳細說明。
首先，將調整為本發明的成分組成的鋼，以轉爐(steel converter)或電爐(electric furnace)等通常所使用習知的熔製爐予以熔製後，以真空脫氣法(RH法)、VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)法AOD(Argon Oxygen Decarburization)法等習知的精練方法加以精練，接著，以連續鑄造法(continuous casting)或成塊-分塊法形成鋼坯材(鋼材)。鑄造法從生產性及品質的觀點以連續鑄造為佳。又，坯材厚為了確保後述熱粗軋的下壓率，以100mm以上為佳。並且更好的範圍是200mm以上。
其次，將鋼坯材加熱到1100~1300℃的溫度之後，進行熱軋，形成熱軋鋼板。坯材加熱溫度為提升熱軋板的粉斑防止(surface roughness resistance)與冷軋退火後的鋼性特性(anti-ridging property or ridging property)是以越高越佳，但是一旦超過1300℃時明顯會使坯材垂弛(slab sag)，或使得晶粒粗大化而降低熱軋板的韌性。另一方面，低於1100℃的加熱溫度，則會增加熱軋製的負荷，除熱軋的粉斑變得明顯之外，導致熱軋中的再結晶(recrystallization)不充分，仍會造成熱軋板韌性的降低。
熱粗軋製的步驟是以超過1000℃的溫度區進行包含至少1回以上的下壓率30%以上之軋製為佳。藉此一強下壓軋製，使鋼板的結晶組織細微化，提升其韌性。熱粗軋製後，依據常規法(通常之熱加工軋製的條件)，進行熱加工軋製。
藉熱軋製所製造的板厚2.0~8.0mm左右的熱軋板在其狀態下，或不進行退火即酸洗後，可作為構造材來利用。也可以對熱軋板以600~1000℃的溫度使熱軋板退火後施以酸洗。熱軋板的退火溫度小於600℃時，會有以熱軋的狀態存在可能性之麻田散鐵相及殘留γ相而殘餘的場合，使得肥粒鐵組織形成體積率小於50%，不能獲得充分的加工性。另一方面，超過1000℃時晶粒的粗大化變得明顯，使韌性降低。熱軋板的退火是藉所謂的密閉退火(box annealing)以預定的600~1000℃的溫度保持1小時以上為佳。並且退火溫度過高時，會有進入產生γ相變的溫度的場合而不理想。為此，有必要將組成調整在適當的範圍，並選擇對應其組成之適當的溫度範圍。本發明的鋼的組成範圍中，主要是設定於600~900℃的退火溫度的場合，使體積率大約100%成為肥粒鐵相而以此溫度範圍為佳。
本發明有關的不鏽鋼鋼板的焊接有TIG焊接、以MIG焊接為開始的電弧焊(arc welding)、縫焊(seam welding)、點焊(spot welding)等的電阻焊接、雷射焊接(laser welding)等通常的焊接方法所有都可運用。
[實施例]
藉轉爐-VOD-連續鑄造法將具有表1所示成份組成的不鏽鋼形成200mm後的坯材。將該等坯材加熱到1180℃的溫度之後，以熱軋製形成板厚5.0mm的捲材狀熱軋板。設熱軋完成溫度為900℃、熱軋後的捲繞溫度為700℃。對所獲得的熱軋鋼板，以690℃進行10小時的退火後，進行噴砂處理及酸洗以去除垢。
從該等垢除去後的鋼板裁切出平板樣品(flat plate sample)，組裝由下板與豎立板所成的T型測試體，進行雙側單層的角焊(both side one pass fillet welding)(氣體金屬電弧焊(gas metal arc welding)、保護氣體(shielding gas)：98容量% Ar-2容量% O2 、流量：20升/分鐘)，製作出3個角焊測試片。焊條是使用股份有限公司神戶製鋼所公司製MGS-309LS，設供熱量在0.4~0.8kJ/mm的範圍。
從該等角焊測試片的角焊接部，採取腐蝕測試片，進行硫酸-硫酸銅腐蝕試驗(以ASTM A262 practice E及ASTM A763 practice Z為依據的Modified Strauss test、測試液為Cu/6% CuSO4 /0.5% H2 SO4 ，將端面研磨後的測試片浸漬在該沸騰液中20小時)，觀察焊接熱影響部附近的腐蝕狀況。
第2圖是表示硫酸-硫酸銅腐蝕試驗後的測試片剖面之觀察例的光學顯微鏡照片。如該照片顯示，設在焊接熱影響部確認出有晶界腐蝕，或更進一步確認出有深孔狀腐蝕的場合為C，確認出些微腐蝕的場合為B，光學顯微鏡的觀察未確認出腐蝕的場合為A加以評估。又，跨全長觀察熱軋退火板酸洗後的表面狀態。以觀察坯材龜裂或夾雜物為起因的表面缺陷的長度相對於全長的比例為指標，並以缺陷產生的比例在3%以下為a、超過3%到30%為止為b、超過30%為c予以評估。基該等的結果顯示於表2。
其結果，本發明的範圍內之本發明例的No.1~5、10~13、15中，焊接部的抗蝕性良好，且表面狀態也極良好。相對於此，F值偏離本發明範圍的比較例之No.9及14，由於焊接熱影響部的麻田散鐵生成量少，因此抗晶界腐蝕性明顯較差。又Si較本發明的範圍高，Al較本發明的範圍低的比較例的No.6及FFV值偏離本發明範圍的比較例的No.7、8、9及14，熱軋退火後的表面觀察中，多處觀察出坯材起因的龜裂與夾雜物起因的鑄痂。
本發明鋼是在熱軋板或熱軋退火板的狀態使用，所以鑄痂的產生，會使得成品率大為降低。鑄痂部不僅外觀不良，也會成為鏽蝕產生的起點，因此作為製品出貨時有成為必須被排除對象的部份。
[表1]
[表2]
第1圖是表示FFV值與表面缺陷產生率的關係的圖表。
第2圖為在硫酸-硫酸銅腐蝕測試後之測試片剖面的焊接熱影響部中，顯示確認出深孔狀腐蝕時之觀察例的光學顯微鏡照片。

Claims (6)

  1. 一種構造用不鏽鋼鋼板，係含有質量%：C：0.01~0.03%、N：0.01~0.03%、Si：0.10~0.40%、Mn：1.5~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.05~0.15%、Cr：10~13%、Ni：0.5~1.0%、Ti：4×(C+N)(但是，C、N是表示該等的含量(質量%))以上、0.3%以下，並限制：V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，另外，以下的式所表示的F值及FFV值符合F值≦11、FFV≦9.0，殘餘部為Fe及不可避免的雜質所成的構造用不鏽鋼鋼板，F值=Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)FFV值=Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V但是，該等的式中，各元素符號為該等元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項記載的構造用不鏽鋼鋼板，其中，並含有質量%之Cu：1.0%以下的成份。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項記載的構造用不鏽鋼鋼板，其中，並含有質量%之Mo：1.0%以下的成份。
  4. 一種構造用不鏽鋼鋼板之製造方法，係含有質量%：C：0.01~0.03%、N：0.01~0.03%、Si：0.10~0.40%、Mn：1.5~2.5%、P：0.04%以下、S：0.02%以下、Al：0.05~0.15%、Cr：10~13%、Ni：0.5~1.0%、Ti：4×(C+N)(但是，C、N是表示該等的含量(質量%))以上、0.3%以下，並限制：V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，另外，以下的式所表示的F值及FFV值符合F值≦11、FFV≦9.0，將具有殘餘部為Fe及不可避免的雜質之組成的鋼坯加熱至1100~1300℃溫度之後，在超過1000℃的溫度區進行包含至少進行1回以上的下壓率30%以上之熱粗軋的熱軋製，並在上述熱軋製進行之後，熱軋板不進行退火而是以600~1000℃的溫度進行退火後施以酸洗的構造用不鏽鋼鋼板之製造方法的殘餘部，F值=Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)FFV值=Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V但是，該等的式中，各元素符號為該等元素的含量(質量%)。
  5. 如申請專利範圍第4項記載的構造用不鏽鋼鋼板的製造方法，其中，並含有質量%之Cu：1.0%以下的成份。
  6. 如申請專利範圍第4項或第5項記載的構造用不鏽鋼鋼板的製造方法，其中，並含有質量%之Mo：1.0%以下的成份。
TW100119016A 2010-05-31 2011-05-31 焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法 TWI439555B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010124059 2010-05-31

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201207128A TW201207128A (en) 2012-02-16
TWI439555B true TWI439555B (zh) 2014-06-01

Family

ID=45066832

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW100119016A TWI439555B (zh) 2010-05-31 2011-05-31 焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法

Country Status (12)

Country Link
US (1) US20130126052A1 (zh)
EP (1) EP2578715B1 (zh)
JP (1) JP4893866B2 (zh)
KR (1) KR101409291B1 (zh)
CN (1) CN102933732B (zh)
AU (1) AU2011259992B2 (zh)
BR (1) BR112012030684B1 (zh)
CA (1) CA2799696C (zh)
ES (1) ES2643150T3 (zh)
RU (1) RU2522065C1 (zh)
TW (1) TWI439555B (zh)
WO (1) WO2011152475A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW201418549A (zh) * 2012-11-12 2014-05-16 Shehkai Prec Co Ltd 複合式混凝土之螺絲錨栓
WO2015064128A1 (ja) * 2013-10-31 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
WO2015064077A1 (ja) 2013-10-31 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト－マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
CN108690936B (zh) * 2018-06-13 2020-12-01 燕山大学 用于焊接高锰钢辙叉与钢轨的不锈钢钢轨材料及制备方法
KR102173277B1 (ko) * 2018-11-06 2020-11-03 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 열연 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3650731A (en) * 1969-01-31 1972-03-21 Allegheny Ludlum Steel Ferritic stainless steel
SU595420A1 (ru) * 1976-12-06 1978-02-28 Предприятие П/Я А-1147 Сталь
JPS6199628A (ja) * 1984-10-19 1986-05-17 Kawasaki Steel Corp オ−ステナイト系ステンレス鋼板または鋼帯の製造方法
JPH03249150A (ja) * 1990-02-27 1991-11-07 Nippon Steel Corp 溶接部の靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼
SU1723191A1 (ru) * 1990-06-25 1992-03-30 Волгоградский Политехнический Институт Нержавеюща сталь
JP2000080416A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 溶接性および耐食性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト溶接鋼管の製造方法
JP3508698B2 (ja) * 2000-06-06 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐初期発錆性に優れた土木・建築構造用ステンレス熱延鋼帯
KR100765661B1 (ko) * 2000-08-31 2007-10-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저탄소 마르텐사이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법
JP2002121652A (ja) * 2000-10-12 2002-04-26 Kawasaki Steel Corp 自動車足回り用Ｃｒ含有鋼
JP4457492B2 (ja) 2000-11-29 2010-04-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と溶接性に優れたステンレス鋼
BRPI0412746B1 (pt) * 2003-07-22 2016-12-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp aço inoxidável martensítico
EP2258507B1 (en) * 2003-09-05 2013-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Welded structure having improved resistance to stress corrosion cracking
JP2006219717A (ja) * 2005-02-09 2006-08-24 Nippon Steel Corp 耐変形性、表面特性、溶接性が著しく良好な容器用鋼板及びその製造方法
JP4740021B2 (ja) * 2006-04-20 2011-08-03 新日鐵住金ステンレス株式会社 形状凍結性に優れるＣｒ含有薄鋼板およびその製造方法
JP5225620B2 (ja) * 2006-07-04 2013-07-03 新日鐵住金ステンレス株式会社 複数回溶接熱影響部の耐食性に優れた低クロム含有ステンレス鋼およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2011152475A1 (ja) 2011-12-08
ES2643150T3 (es) 2017-11-21
AU2011259992B2 (en) 2013-12-19
KR20130034025A (ko) 2013-04-04
CA2799696C (en) 2015-11-17
US20130126052A1 (en) 2013-05-23
BR112012030684B1 (pt) 2018-08-14
RU2012157554A (ru) 2014-07-20
RU2522065C1 (ru) 2014-07-10
CN102933732A (zh) 2013-02-13
BR112012030684A2 (pt) 2017-12-05
KR101409291B1 (ko) 2014-06-18
JP4893866B2 (ja) 2012-03-07
EP2578715B1 (en) 2017-07-12
TW201207128A (en) 2012-02-16
JP2012012702A (ja) 2012-01-19
EP2578715A1 (en) 2013-04-10
EP2578715A4 (en) 2015-08-19
CA2799696A1 (en) 2011-12-08
AU2011259992A1 (en) 2012-12-20
CN102933732B (zh) 2016-06-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101312901B1 (ko) 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판 및 고강도 라인 파이프용 강관
JP6048626B1 (ja) 厚肉高靭性高強度鋼板およびその製造方法
JP2021509446A (ja) 圧力容器用鋼材及びその製造方法
JP6856129B2 (ja) 高Ｍｎ鋼の製造方法
TWI439555B (zh) 焊接部抗蝕性優異之構造用不鏽鋼鋼板及其製造方法
EP3722448B1 (en) High-mn steel and method for manufacturing same
KR20090130334A (ko) 페라이트계 내열강
US8900380B2 (en) Low-chromium stainless steel excellent in corrosion resistance of weld
JP7016345B2 (ja) マイクロ合金鋼およびその鋼の生産方法
JP6036645B2 (ja) 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP5225620B2 (ja) 複数回溶接熱影響部の耐食性に優れた低クロム含有ステンレス鋼およびその製造方法
CN115210400B (zh) 钢材及其制造方法、以及罐
JP5428999B2 (ja) Ｌｐｇ・アンモニア混載用鋼材の製造方法
JP5884183B2 (ja) 構造用ステンレス鋼板
JP4012497B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼およびその製造方法
KR101311118B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법과, 이를 이용한 강관 제조 방법
KR101467030B1 (ko) 고강도 강판 제조 방법
JP7281314B2 (ja) クラッド鋼用母材、クラッド鋼およびクラッド鋼の製造方法
JP2009280850A (ja) 溶接部耐食性に優れた構造用ステンレス鋼板および溶接構造物