TWI526547B - And the corrosion resistance of the welded portion is excellent - Google Patents

Description

熔接部之耐蝕性優異之肥粒鐵系不鏽鋼

本發明係關於一種不易產生因在進行熔接時自熔接對象材料滲入至焊珠之碳及氮、或自大氣滲入之氮所導致之耐蝕性之降低的肥粒鐵系不鏽鋼。

肥粒鐵系不鏽鋼可以少於沃斯田鐵系不鏽鋼之Ni量而確保耐蝕性。由於Ni係昂貴之元素，故而肥粒鐵系不鏽鋼可較沃斯田鐵系不鏽鋼以更低成本進行製造。又，肥粒鐵系不鏽鋼具有與沃斯田鐵系不鏽鋼相比熱導率較高、熱膨脹率較小、進而不易引起應力腐蝕破裂等優異之特性。因此，肥粒鐵系不鏽鋼可應用於汽車排氣系構件、屋頂或建具等之建材、廚房設備或蓄水箱、蓄熱水箱等用水場所用材料等廣泛之用途。

於製作該等構造物時，將沃斯田鐵系不鏽鋼、尤其是SUS304(18%Cr~8%Ni)(JIS G 4305)等與肥粒鐵系不鏽鋼組合而使用之情形居多。作為此種不鏽鋼之熔接方法，通常使用TIG(Tungsten Inert Gas，鎢極惰性氣體)熔接。於該情形下，亦對熔接部要求與母材部同樣地具有良好之耐蝕性。

針對此種課題，提出有藉由添加與Cr相比與C及N之親和力較大之Ti或Nb，而將C及N以Ti或Nb之碳氮化物之形式固定，抑制Cr碳氮化物之生成而抑制敏化(sensitization)之產生，從而確 保良好之耐蝕性之方法。例如，於專利文獻1中揭示有藉由複合添加Ti與Nb而提高肥粒鐵系不鏽鋼之耐晶界耐蝕性的鋼。又，於專利文獻2中揭示有藉由添加Nb而提高耐晶界腐蝕性的鋼。

然而，任何發明均必須添加0.3質量%以上之Mo。Mo係提高母材之耐蝕性之元素。然而，由於為較強之肥粒鐵生成元素，故而於添加有0.3質量%之Mo之情形下，促進熔接部中之肥粒鐵相之產生，而助長熔接部之敏化，故而無法獲得充分之熔接部之耐蝕性。又，均必須添加0.1質量%以上之Nb。然而，於將包含大量之Nb之鋼進行熔接之情形下，有固溶Nb於熔接部以粗大Nb析出物之形式生成，而產生熔接破裂等問題之情形。若考慮到製造性或實用性，則藉由僅添加Nb或Ti等碳氮化物生成元素而獲得熔接部之耐蝕性之方法稱不上是最佳方案。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2007-270290號公報

專利文獻2：日本專利特開2010-202916號公報

因此，本發明之目的在於提供一種無需過度添加Ti或Nb之熔接部之耐蝕性優異的肥粒鐵系不鏽鋼。

本發明者等人為了解決上述課題，對於可較先前進一步抑制熔接部之耐蝕性降低之技術進行努力研究。首先，發明者等人對 於用以獲得充分之熔接部之耐蝕性所容許之敏化之程度，使用16~20質量%Cr鋼系統地進行調查研究。結果發現，於由Cr碳氮化物所致之肥粒鐵相之晶界被覆率(關於晶界被覆率，參照實施例之測定方法)超過40%之情形下，因敏化導致之熔接部之耐蝕性之降低變得明顯。

繼而，發明者等人對於降低由Cr碳氮化物所致之肥粒鐵相之晶界被覆率之方法進行研究。結果發現，藉由添加作為沃斯田鐵生成元素之Mn及Cu而使沃斯田鐵相穩定化，對於提高熔接部之耐蝕性極為有效。

即，發現於藉由添加Mn及Cu而使沃斯田鐵相穩定化之情形下，可抑制熔接時之肥粒鐵相之產生，並且藉由使肥粒鐵相之固溶限以上所含之C及N以固溶於固溶限較肥粒鐵相壓倒性大之沃斯田鐵相中之狀態進行穩定化，可防止由生成Cr碳氮化物導致之敏化，進一步提高熔接部之耐蝕性。

進而，亦明確可知由於使C及N固溶於沃斯田鐵相中，故而與先前僅藉由Ti或Nb等使C及N之固定化相比，即便為更多之C及N量亦可防止敏化。發明者等人對於可獲得上述效果之鋼成分系統地進行調查研究，發現上述效果可於使沃斯田鐵相穩定化之C、N、Ni、Mn及Cu之含量滿足下式(1)之情形時獲得。

0.50<25×C+18×N+Ni+0.11×Mn+0.46×Cu (1)

再者，式中之元素符號意指各元素之含量(質量%)。

進而，本效果可與作為先前技術之藉由添加Ti或Nb使C及N之固定化併用，故而即便無需過度添加Ti或Nb，亦可獲得與先前之鋼相比更優異之熔接部之耐蝕性。

本發明係基於上述知識見解而完成者，其主旨係如下所 述。

[1]一種熔接部之耐蝕性優異之肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計含有C：0.001~0.025%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.35~2.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.05~0.80%、N：0.001~0.025%、Cr：16.0~20.0%、Ti：0.12~0.50%、Nb：0.002~0.050%、Cu：0.30~0.80%、Ni：0.05%以上且未滿0.50%、V：0.01~0.50%，並且滿足下述式(1)，且滿足剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質； 0.50<25×C+18×N+Ni+0.11×Mn+0.46×Cu (1)

再者，式中之元素符號係指各元素之含量(質量%)。

[2]如[1]記載之熔接部之耐蝕性優異之肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於：進而以質量%計含有選自Zr：0.01~0.50%、W：0.01~0.20%、REM：0.001~0.10%、Co：0.01~0.20%、B：0.0002~0.010%、Sb：0.05~0.30%中之1種以上。

根據本發明，可獲得即便於如C及N自熔接對象材料滲入至母材之熔接條件下亦具有優異之耐蝕性的肥粒鐵系不鏽鋼。

以下，對於本發明之各構成要件之限定原因進行說明。

1.關於成分組成及金屬組織

首先，說明規定本發明之鋼之成分組成之原因。再者，成分%均指質量%。

C：0.001~0.025%

C係不可避免含有之元素。C量越高強度越高，C量越少加工性越高。為了獲得充分之強度而必須含有0.001%以上。然而，若含有超過0.025%，則加工性之降低變得明顯，並且容易產生因由Cr碳化物之析出導致之局部性缺Cr所引起之耐蝕性之降低(敏化)。因此，C量係設為0.001~0.025%之範圍。但是，雖然就耐蝕性及加工性之觀點而言，C量越低越好，但極度降低C量於精煉時花費時間，於製造上欠佳。因此，較佳為0.003~0.018%之範圍。更佳為0.005~0.012%之範圍。

Si：0.05~0.30%

Si係對熔接部之耐蝕性之提高較為有效之元素。為了獲得該效果而必須含有0.05%以上，含量越多其效果越大。然而，若Si含量超過0.30%，則熔接部之成形性或韌性降低，故而欠佳。因此，Si量係設為0.05~0.30%之範圍。較佳為0.05~0.25%之範圍。進而較佳為0.08~0.20%之範圍。

Mn：0.35~2.0%

Mn於本發明中為尤其重要之元素。Mn係有效作為脫氧劑之元素，並且具有使沃斯田鐵相穩定化之效果。藉由含有既定量之Mn，可抑制熔接時之肥粒鐵相之產生，藉由使肥粒鐵相之固溶限以上所含之C及N，以固溶於固溶限較肥粒鐵相大之沃斯田鐵相中之狀態進行穩定化，而表現出防止由生成Cr碳氮化物導致之敏化之效果，提高熔接部之耐蝕性。為了獲得該等效果，必須含有0.35%以上之Mn。然而，若 Mn含量超過2.0%，則母材過度硬質化而延展性降低，並且於熔接部產生由熔接部之硬質化導致之韌性之降低，故而欠佳。因此，Mn量係設為0.35~2.0%之範圍。較佳為0.50~1.5%之範圍。進而較佳為0.75~1.25%之範圍。

P：0.05%以下

P係不可避免含有於鋼中之元素，過量含有會降低熔接性，容易產生晶界腐蝕。該傾向於含有超過0.05%時變得明顯。因此，P量係設為0.05%以下。較佳為0.03%以下。

S：0.01%以下

S亦係與P同樣地不可避免含有於鋼中之元素，因含有超過0.01%而耐蝕性降低。因此，S量係設為0.01%以下。較佳為0.008%以下。

Al：0.05~0.80%

Al亦係與Si同樣地提高熔接部之耐蝕性之元素。Al係與N之親和力較Cr更強，故而於N混入至熔接部之情形下，具有使N以Al氮化物之形式而非Cr氮化物之形式析出，而抑制敏化之效果。又，Al亦係有用於製鋼步驟中之脫氧之元素。該等效果可以含有0.05%以上而獲得。然而，若含有Al超過0.80%，則肥粒鐵晶粒粗大化，加工性或製造性降低。因此，Al量係設為0.05~0.80%之範圍。較佳為0.10~0.60%之範圍。進而較佳為0.15~0.50%之範圍。

N：0.001~0.025%

N係與C同樣地不可避免含有於鋼中之元素。若N含量較高，則強度提高，N含量越少加工性越高。為了獲得充分之強度，含有0.001%以上較為適當。然而，若含量超過0.025%，則延展性明顯降低，並且產生由助長Cr氮化物之析出所導致之耐蝕性之降低，故而欠佳。因此，N量係設為0.001~0.025%之範圍。就耐蝕性之觀點而言，N越低越好。然而，為了降低N量而必須增加精煉時間，而導致製造性降低。因此，較佳為設為0.003~0.025%之範圍。更佳為0.003~0.015%之範圍。進而較佳為0.003~0.010%之範圍。

Cr：16.0~20.0%

Cr係為確保不鏽鋼之耐蝕性最重要之元素。若Cr含量未滿16.0%，則因熔接所導致之氧化，無法在表層之Cr減少之焊珠或其周邊獲得充分之耐蝕性。又，進一步助長因在熔接時自熔接對象材料或大氣混入之N導致之敏化，故而欠佳。另一方面，若Cr含量超過20.0%，則韌性降低或退火後之除鏽性降低，故而欠佳。因此，Cr量係設為16.0%~20.0%之範圍。較佳為16.5%~19.0%之範圍。進而較佳為17.0~18.5%之範圍。

Ti：0.12~0.50%

Ti係與C及N優先地結合而抑制因由Cr碳氮化物之析出導致之敏化所引起之耐蝕性降低的元素。該效果可藉由含有0.12%以上而獲得。然而，若含量超過0.50%，則生成粗大之Ti碳氮化物，引起表面缺陷，故而欠佳。因此，Ti量係設為0.12~0.50%之範圍。較佳為0.15~0.40%之範圍。進而較佳為0.20~0.35%之範圍。

Nb：0.002~0.050%

Nb係與C及N優先地結合而抑制因由Cr碳氮化物之析出導致之敏化所引起之耐蝕性降低的元素。又，Nb亦具有使熔接部之結晶粒徑微細化，而提高熔接部之韌性及彎曲性之效果。該等效果可以含有0.002%以上而獲得。另一方面，Nb亦係使再結晶溫度上升之元素，若含有超過0.050%，則使再結晶所需之退火溫度高溫化，故而於使用高速冷軋板退火線之退火步驟中退火變得不充分，產生因混合存在未再結晶晶粒與再結晶晶粒所導致之加工性之降低，故而欠佳。因此，Nb量係設為0.002~0.050%之範圍。較佳為0.010~0.045%之範圍。進而較佳為0.015~0.040%之範圍。

Cu：0.30~0.80%

Cu係提高耐蝕性之元素，且係對提高水溶液中或附有弱酸性水滴時之母材及熔接部之耐蝕性尤其有效之元素。又，Cu係與Ni同樣地為較強之沃斯田鐵生成元素，具有抑制熔接部中之肥粒鐵相之產生，抑制由Cr碳氮化物之析出導致之敏化之效果。該等效果可以含有0.30%以上而獲得。另一方面，若含有Cu超過0.80%，則熱加工性降低，故而欠佳。因此，Cu量係設為0.30~0.80%之範圍。較佳為0.30~0.60%之範圍。進而較佳為0.35~0.50%之範圍。

Ni：0.05%以上且未滿0.50%

Ni係提高不鏽鋼之耐蝕性之元素，且係於無法形成鈍態皮膜而產生活性溶解之腐蝕環境中抑制腐蝕進行之元素。又，Ni係較強之沃斯 田鐵生成元素，具有抑制於熔接部生成肥粒鐵，抑制由Cr碳氮化物之析出導致之敏化之效果。該等效果可藉由含有0.05%以上而獲得。然而，若含有0.50%以上之Ni，則加工性降低，此外應力腐蝕破裂敏感性增強。進而，Ni係昂貴之元素，故而導致製造成本之增大，因而欠佳。因此，Ni量係設為0.05%以下且未滿0.50%之範圍。較佳為0.10~0.30%之範圍。進而較佳為0.15~0.25%之範圍。

V：0.01~0.50%

V係提高耐蝕性或加工性之元素，具有於熔接部混入N之情形下藉由與N結合而抑制Cr氮化物之生成，降低熔接部之敏化之效果。該效果可藉由含有0.01%以上而獲得。然而，若含量超過0.50%，則加工性降低，故而欠佳。因此，V量係設為0.01~0.50%之範圍。較佳為0.05~0.30%之範圍。進而較佳為0.08~0.20%之範圍。

0.50<25×C+18×N+Ni+0.11×Mn+0.46×Cu (1)

再者，式中之元素符號意指各元素之含量(質量%)。

為了使熔接部之C及N固溶於沃斯田鐵相中而固定化，必須於熔接後之冷卻組織中產生沃斯田鐵相。為了於熔接後之冷卻過程中產生沃斯田鐵相，必須滿足上述式(1)。於式(1)之右邊為0.50以下之情形下，沃斯田鐵相之穩定化變得不充分，無法於熔接部產生僅使本發明提供之固溶C及固溶N有效地固定化之沃斯田鐵相。因此，式(1)之右邊係設為超過0.5。較佳為0.60以上。更佳為0.70以上。

以上為本發明之基本化學成分，剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質。再者，作為不可避免之雜質，可容許Ca：0.0020%以 下。

進而，除上述基本成分以外，亦可以抑制焊珠之敏化及提高耐蝕性等之目的而含有以下之元素。

Zr：0.01~0.50%

Zr具有與C及N結合而抑制敏化之效果。該效果可藉由含有0.01%以上而獲得。然而，若含有超過0.50%，則加工性降低。又，Zr為昂貴之元素，故而過度之添加會導致製造成本之增加，故而欠佳。因此，於含有Zr之情形下，較佳為設為0.01~0.50%之範圍。更佳為0.10~0.35%之範圍。

W：0.01~0.20%

W係與Mo同樣地具有提高耐蝕性之效果。該效果可藉由含有0.01%以上而獲得。然而，若含有超過0.20%，則強度上升，導致由軋壓負重之增大等所導致之製造性之降低，故而欠佳。因此，於含有W之情形下，較佳為設為0.01~0.20%之範圍。更佳為0.05~0.15%之範圍。

REM：0.001~0.10%

REM具有提高耐氧化性之效果，對抑制氧化皮之形成而抑制熔接回火色正下方之缺Cr區域之形成較為有效。為了獲得該效果，必須含有0.001%以上。然而，若含有超過0.10%，則會降低酸洗性等製造性。又，REM係與Zr同樣為昂貴之元素，故而過度之含有會導致製造成本之增加，因而欠佳。因此，於含有REM之情形下，較佳為設為0.001 ~0.10%之範圍。更佳為0.010~0.08%之範圍。

Co：0.01~0.20%

Co係提高韌性之元素。該效果可藉由含有0.01%以上而獲得。另一方面，若含有超過0.20%，則會降低製造性。因此，於含有Co之情形下，較佳為設為0.01~0.20%之範圍。更佳為0.05~0.15%之範圍。

B：0.0002~0.010%

B係改善二次加工脆性之元素，其效果可藉由含有0.0002%以上而獲得。然而，若含有超過0.010%，則會誘發因過度之固溶強化所導致之延展性之降低。因此，於含有B之情形下，較佳為設為0.0002~0.010%之範圍。更佳為0.0010~0.0075%之範圍。

Sb：0.05~0.30%

Sb係與Al相同，於TIG熔接之氣體遮蔽不充分之情形下，具有捕捉自大氣混入之N之效果，且於應用於具有難以進行充分之氣體遮蔽之複雜形狀之構造體之情形下，為尤其有效之元素。該效果可藉由含有0.05%以上而獲得。然而，若含有超過0.30%，則於製鋼步驟中生成非金屬中介物，使表面性狀變差。又，熱軋板之韌性變差。因此，於含有Sb之情形時，較佳為設為0.05~0.30%之範圍。更佳為0.05~0.15%之範圍。

2.關於製造條件

繼而，對於本發明鋼之較佳製造方法進行說明。將上述成分組成 之鋼液利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知之方法進行熔製，利用連續鑄造法或鑄錠-開坯法而製成鋼素材(鋼坯)。將該鋼坯於1100~1250℃下加熱1~24小時後進行熱軋，或不進行加熱而於鑄造之狀態下直接進行熱軋，製成熱軋板。

通常，熱軋板係於800~1100℃下實施1~10分鐘之熱軋板退火。再者，亦可根據用途而省略熱軋板退火。繼而，熱軋板酸洗後，藉由冷軋而製成冷軋板後，實施再結晶退火、酸洗而製成製品。

就延伸性、彎曲性、加壓成形性及形狀之觀點而言，冷軋較理想為以50%以上之軋縮率進行。冷軋板之再結晶退火較佳為通常於JIS G 0203之表面整飾、No.2B完成品之情形下獲得良好之機械性質，及自酸洗性之方面而言於800~950℃下進行。又，對要求更有光澤之部位之構件有效的是最後進行BA退火(輝面退火)。再者，為了於冷軋後及加工後進而提高表面性狀，亦可實施研磨等。

[實施例1]

以下，基於實施例更詳細地說明本發明。

將具有表1所示之化學組成之不鏽鋼於50kg小型真空熔解爐中進行熔製。將該等鋼塊於1150℃下加熱1小時後，實施熱軋而製成3.5mm厚之熱軋板。繼而，對該等熱軋板以950℃實施1分鐘之熱軋板退火後，對表面進行珠粒噴擊處理，其後於溫度80℃、20質量%硫酸溶液中浸漬120秒後，於包含15質量%硝酸及3質量%氫氟酸之溫度55℃之混合酸中浸漬60秒，藉此進行酸洗，進行除鏽。

進而，進行冷軋直至板厚成為0.8mm，於弱還原性環境氣體(氫氣：5vol%、氮氣：95vol%、露點：-40℃)下以900℃進行1分鐘之再結晶退火，獲得冷軋退火板。將該冷軋退火板於溫度50℃、 包含15質量%硝酸及0.5質量%鹽酸之混合酸液中進行電解酸洗，藉此進行除鏽處理，獲得冷軋酸洗退火板。

再者，表1-1、表1-2係連續之一連串之表。

使用所製作之冷軋板及市售之沃斯田鐵系不鏽鋼SUS304(C：0.07質量%、N：0.05質量%、Cr：18.2質量%、Ni：8.2質量%)之板厚0.8mm之冷軋板，進行對接TIG熔接(butt TIG welding)(本發明之冷軋板：母材，熔接對象材料：SUS304)。將熔接電流設為90A，熔接速度設為60cm/min，遮蔽氣體係以15L/min使用含有8vol%之氮氣、2vol%之氧氣之氬氣。所獲得之正面側之焊珠寬度約為3mm。

採取所製作之包含焊珠之試驗片而進行以下之試驗。

1.母材及熔接部之點蝕電位試驗

自冷軋退火後之試驗片、及熔接後之試驗片中採取20mm見方之試驗片，製作殘留10mm見方之測定面且經片材被覆之試驗片。針對於熔接後之試驗片，以包含焊珠之方式採取試驗片，並直接殘留由熔接產生之回火色(氧化皮膜)。於30℃之3.5質量%NaCl溶液中對該等試驗片測定母材及熔接部之點蝕電位。於測定時，不進行試驗片之研磨或鈍態化處理，除此以外之測定方法係依據JIS G 0577(2005)。

將母材之點蝕電位：150mV以上、熔接部之點蝕電位：0mV以上設為合格。

2.中性鹽水噴霧循環試驗

自熔接後之試驗片中採取包含焊珠之100mm見方之試驗片，利用#600砂紙對表面進行精研磨後將端面部密封，製作上述試驗片，並供於JIS H 8502中規定之中性鹽水噴霧循環試驗。中性鹽水噴霧循環試 驗係5質量%之NaCl溶液噴霧(35℃，2h)→乾燥(60℃，4h，相對濕度20~30%)→濕潤(moistness)(40℃，2h，相對濕度95%以上)為1循環。將對該試驗片實施15循環後未自母材或熔接部產生腐蝕之情形設為合格。

3.由Cr碳氮化物所致之肥粒鐵相之晶界被覆率的測定

於經熔接之試驗片之焊珠之直角方向採取金屬組織觀察用試驗片，進行鏡面研磨後，藉由利用苦味酸鹽酸水溶液之蝕刻，而使金屬組織及析出物露出，並使用掃描型電子顯微鏡及能量分散型X射線光譜法，對組織進行觀察及進行析出物之相鑑定，測定焊珠部之肥粒鐵相之由Cr碳氮化物所致之晶界被覆率。

晶界被覆率係利用影像分析裝置測定所拍攝之組織照片中之晶粒之晶界長度，並且同樣地利用影像分析裝置，測定與晶界上所析出之Cr碳氮化物之晶界平行方向之直徑，根據晶界被覆率(%)=(與晶界上之Cr碳氮化物之晶界平行方向之直徑之總計)÷(晶粒之晶界長度之總計)×100之式而算出。

將由Cr碳氮化物所致之肥粒鐵相之晶界被覆率為40%以下之情形設為合格。

4.機械特性評價

自所製作之冷軋退火板中與軋壓方向平行地採取JIS 13B號拉伸試驗片，依據JIS Z2241進行拉伸試驗，測定斷裂伸長率。

將斷裂伸長率為25%以上設為合格。

5.表面品質評價

冷軋退火後，用肉眼觀察經除鏽之鋼板表面，確認是否無除鏽不良及線狀瑕疵等表面缺陷。

將無鏽皮殘留或表面缺陷而獲得良好之表面外觀設為合格基準。

將試驗結果示於表2。

滿足本發明要件之鋼No.1~20均為母材之點蝕電位為150mV以上、焊珠之點蝕電位為0mV以上，並且即便藉由中性鹽水噴霧循環試驗而亦未產生腐蝕，即便於實施與沃斯田鐵系不鏽鋼熔接之情形下亦可獲得充分之耐蝕性。又，鋼No.1~20均為熔接後之由Cr碳氮化物所致之肥粒鐵相之晶界被覆率為40%以下，獲得既定之抗敏化效果。進而，獲得了基於拉伸試驗之斷裂伸長率均為25%以上之良好之加工特性，並且亦未確認到表面缺陷。

另一方面，於Cr量超過本發明範圍之鋼No.21中，熱軋後之鋼板之韌性明顯降低，無法實施以後之製造步驟，而未能評價特性。

於Cr量低於本發明範圍之鋼No.22中，無法獲得充分之點蝕電位，又，於中性鹽水噴霧循環試驗中，自母材及熔接部產生腐蝕，未能獲得既定之耐蝕性。

於Mn量低於本發明範圍之鋼No.23中，母材雖已獲得充分之耐蝕性，但熔接部未獲得充分之耐蝕性。

另一方面，於Mn量或Al量超過本發明範圍之鋼No.24及25中，雖然已獲得既定之母材及熔接部耐蝕性，但因鋼板硬質化而延展性降低，未能獲得既定之機械特牲。

於Ti量超過本發明範圍之鋼No.26中，雖然已獲得既定之耐蝕性及機械特性，但產生因生成大量之粗大Ti系中介物所導致之表面缺陷，未能獲得既定之表面性狀。

雖然各元素之含量滿足本發明之範圍，但於沃斯田鐵穩定化元素之含量低於式(1)之範圍之鋼No.27~30中，已獲得既定之母材耐蝕性及機械特性。然而，無法獲得既定之焊珠部之點蝕電位及熔 接部之耐蝕性。對No.27~30之熔接部之剖面組織進行調查研究，結果可確認均於肥粒鐵相晶界析出有以晶界被覆率計50%以上之極多之Cr碳氮化物。認為於鋼No.27~30中，由於沃斯田鐵穩定化元素不足，故而於熔接後之冷卻中產生肥粒鐵相，未能抑制Cr碳氮化物於晶界上之生成，結果產生明顯之敏化，而未能獲得既定之熔接部之耐蝕性。

根據以上之結果明確可知，根據本發明，無需過量添加Ti或Nb，而可獲得具有優異之耐蝕性、機械特性及表面性狀之肥粒鐵系不鏽鋼。

(產業上之可利用性)

本發明中獲得之肥粒鐵系不鏽鋼較佳為應用於藉由熔接而製作構造體之用途，例如消音器等汽車排氣系材料、建具或通氣口、管道等建築用材料等。

Claims (2)

1. 一種肥粒鐵系不鏽鋼，其特徵在於：以質量%計含有C：0.001~0.025%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.35~2.0%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Al：0.05~0.80%、N：0.001~0.025%、Cr：16.0~20.0%、Ti：0.12~0.50%、Nb：0.002~0.050%、Cu：0.30~0.80%、Ni：0.05%以上且未滿0.50%、V：0.01~0.50%，並且滿足下述式(1)，且剩餘部分包含Fe及不可避免之雜質；0.50<25×C+18×N+Ni+0.11×Mn+0.46×Cu (1)再者，式中之元素符號係指各元素之含量(質量%)。
2. 如申請專利範圍第1項之肥粒鐵系不鏽鋼，其中，進而以質量%計含有選自Zr：0.01~0.50%、W：0.01~0.20%、REM：0.001~0.10%、Co：0.01~0.20%、B：0.0002~0.010%、Sb：0.05~0.30%中之1種以上。