WO2016017053A1 - プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法 - Google Patents

プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016017053A1
WO2016017053A1 PCT/JP2015/002400 JP2015002400W WO2016017053A1 WO 2016017053 A1 WO2016017053 A1 WO 2016017053A1 JP 2015002400 W JP2015002400 W JP 2015002400W WO 2016017053 A1 WO2016017053 A1 WO 2016017053A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
welding
content
steel sheet
stainless steel
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2015/002400
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
淳一郎 平澤
石川　伸
力 上
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=55216985&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2016017053(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to JP2015532988A priority Critical patent/JP5874864B1/ja
Priority to KR1020177002374A priority patent/KR20170018457A/ko
Priority to CN201580041326.1A priority patent/CN106574339A/zh
Priority to US15/329,856 priority patent/US10272513B2/en
Publication of WO2016017053A1 publication Critical patent/WO2016017053A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K10/00—Welding or cutting by means of a plasma
    • B23K10/02—Plasma welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • 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
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel sheet used for plasma welding and a welding method thereof.
  • Patent Document 1 discloses a martensitic stainless steel containing 7 to 14 mass% Cr in which Al, P, S and O are regulated for fusion welding such as plasma welding.
  • austenitic stainless steel represented by SUS304 has been conventionally used.
  • austenitic stainless steel has a drawback that stress corrosion cracking is likely to occur, and there are many applications in which ferritic stainless steel that is less susceptible to stress corrosion cracking is used. For this reason, it is required to perform plasma keyhole welding also on ferritic stainless steel.
  • Patent Document 2 discloses a welding method in which a ferritic stainless steel having a thickness of 3 mm or less is non-keyhole welded using a plasma welding torch. Therefore, this method is not for performing keyhole welding.
  • ferritic stainless steel has good thermal conductivity and heat is easily diffused. Therefore, it is necessary to increase the amount of heat input in arc welding such as TIG welding. However, when the amount of heat input is increased by plasma keyhole welding, the amount of melting increases and burnout may occur.
  • the present invention has been completed in order to solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel sheet that is less melted and has excellent plasma weldability.
  • the present invention optimizes the steel components and prevents melting.
  • the present inventors have reduced the amount of O in steel as much as possible, added Al and Ca that are easily combined with O, and added O to Al 2 O 3 and CaO. As a result, it was found that the occurrence of burn-out can be suppressed.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • burn-through is reduced and high-quality plasma welding can be performed on a ferritic stainless steel sheet.
  • the ferritic stainless steel sheet according to the present invention has a mass composition of C: 0.020% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 0.5% or less, P: 0.04% or less. S: 0.010% or less, Al: 0.015% or more, 0.20% or less, Cr: 17.0% or more and 24.0% or less, Ni: less than 0.6%, N: 0.020%
  • Ca 0.0002% or more, 0.0020% or less, O: 0.0050% or less, Ti: 0.01% or more, 0.45% or less, Nb: 0.01% From the above, it further contains one or two selected from 0.55% or less, and consists of the balance Fe and other inevitable impurities, and (Ti + Nb ⁇ 48/93) / (C + N) ⁇ 8.0 (in the formula, Ti , Nb, C, and N represent the content (mass%) of each element.
  • the ferritic stainless steel sheet according to the present invention is excellent in corrosion resistance.
  • ferritic stainless steel sheet of the present invention is used for plasma welding.
  • the ferritic stainless steel plate of the present invention can be used for plasma keyhole welding because high quality plasma welding is possible.
  • the steel sheet of the present invention the reasons for limiting the components of the ferritic stainless steel sheet of the present invention (hereinafter referred to as “the steel sheet of the present invention”) will be described.
  • “%” of each component in the steel sheet of the present invention indicates “mass%” unless otherwise specified.
  • C is an element that decreases the workability and toughness of the steel sheet. If the C content exceeds 0.020%, the adverse effect becomes significant, so the C content is limited to 0.020% or less. In particular, from the viewpoint of improving workability and toughness, the C content is preferably 0.017% or less. Further, the C content is more preferably 0.012% or less.
  • Si is an element necessary as a deoxidizer. The effect is acquired by making it contain 0.01% or more. Therefore, the Si content is preferably 0.01% or more. However, if Si is contained in excess of 0.6%, it is oxidized at the time of annealing to form a SiO 2 film on the surface of the steel sheet, thereby reducing the pickling property. Therefore, the Si content is set to 0.6% or less. Furthermore, from the viewpoint of improving pickling properties, the Si content is preferably 0.30% or less.
  • Mn is an element necessary as a deoxidizer. The effect is acquired by making it contain 0.01% or more. Therefore, the Mn content is preferably 0.01% or more. However, when Mn is contained exceeding 0.5%, the workability of the steel sheet is lowered. Therefore, the Mn content is 0.5% or less. Furthermore, from the viewpoint of improving workability, the Mn content is preferably 0.30% or less.
  • P is an element that lowers the workability and toughness of the steel sheet, and is preferably as small as possible.
  • the P content is 0.04% or less.
  • S is an element that lowers toughness, and is preferably as small as possible, and the S content is 0.010% or less. From the viewpoint of improving toughness, the S content is preferably 0.007% or less.
  • Al 0.015% or more, 0.20% or less
  • Al is necessary for improving plasma weldability, which is a feature of the present invention.
  • the Al content is less than 0.015%, the amount of O that is not fixed as Al 2 O 3 or CaO in the steel will increase, and it will not be possible to suppress the occurrence of burnout.
  • the Al content is preferably 0.020% or more.
  • the Al content is preferably 0.15% or less.
  • Cr 17.0% or more and 24.0% or less
  • Cr is an elemental component effective for improving corrosion resistance, and a content of 17.0% or more is necessary to obtain sufficient corrosion resistance. Further, from the viewpoint of improving the corrosion resistance, the Cr content is preferably 20.5% or more. On the other hand, Cr lowers the toughness of the steel sheet. In particular, when the Cr content exceeds 24.0%, the toughness is significantly lowered, so the Cr content is limited to 24.0% or less. From the viewpoint of improving toughness, the Cr content is preferably 22.0% or less.
  • Ni has the effect of improving corrosion resistance and toughness, but the raw material cost is high, so the Ni content is less than 0.6%. From the viewpoint of corrosion resistance and toughness, the Ni content is preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 0.40%, the effect of improving the corrosion resistance is saturated. Therefore, from the economical viewpoint, the Ni content is preferably set to 0.40% or less.
  • N is an element that lowers the workability and toughness of the steel sheet in the same manner as C.
  • N content exceeds 0.020%, its adverse effect becomes significant, so it is limited to 0.020% or less.
  • the N content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less.
  • Ca 0.0002% or more and 0.0020% or less
  • Ca is necessary for improving plasma weldability, which is a feature of the present invention.
  • the Ca content is less than 0.0002%, the amount of O that is not fixed as Al 2 O 3 or CaO in the steel. Therefore, it becomes impossible to suppress the occurrence of melt-off, so the content is made 0.0002% or more and preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content exceeds 0.0020%, not only the effect is saturated, but also Ca becomes inclusions, and the surface quality of the steel sheet is lowered by generating lashes. Therefore, the Ca content is 0.0020% or less. From the viewpoint of improving the surface quality, the Ca content is preferably 0.0015% or less.
  • the steel plate of the present invention contains at least one of Ti and Nb as an essential component.
  • Ti and Nb form carbonitrides, and Cr has the effect of suppressing the sensitization phenomenon that combines with carbon and nitrogen to reduce corrosion resistance.
  • Ti, Nb, C and N in formula (1) indicate the content (% by mass) of each element).
  • Ti and Nb are contained excessively, not only the suppression effect of sensitization is saturated, but also the toughness is reduced, so the Ti content is 0.45% or less and the Nb content is 0.55.
  • the Ti content is preferably 0.35% or less and the Nb content is preferably 0.45% or less.
  • the Ti content is 0.01% or more, preferably 0.20% or more.
  • the Nb content is 0.01% or more, preferably 0.10% or more.
  • the left side of the formula (1) is preferably 12.0 or more.
  • the balance other than the above components of the steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • Mo, Cu, Co, V, Zr and B are not essential components but can be contained in the following ranges.
  • Mo 0.01% or more and 2.0% or less
  • Mo is an element effective for improving the corrosion resistance, and is contained as necessary. The effect is acquired because Mo content is 0.01% or more. From the viewpoint of improving the corrosion resistance, the Mo content is preferably 0.40% or more. However, if the Mo content exceeds 2.0%, not only the effect of improving the corrosion resistance is saturated, but also the toughness is lowered, so the Mo content is set to 2.0% or less. From the viewpoint of improving toughness, the Mo content is preferably 1.5% or less.
  • Cu 0.01% or more, 1.0% or less
  • Cu is an element component that is particularly effective for improving corrosion resistance, and is contained as necessary. The effect is acquired because Cu content is 0.01% or more. However, if the Cu content exceeds 1.0%, not only the effect is saturated but also the toughness may be lowered, so the Cu content is set to 1.0% or less. From the viewpoint of improving toughness, the Cu content is preferably 0.60% or less. In order to obtain a sufficient effect of improving corrosion resistance, the Cu content is preferably 0.20% or more.
  • Co 0.01% or more, 0.2% or less
  • Co is an element that improves toughness, and is contained as necessary. This effect is obtained when the content is 0.01% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 0.2%, productivity may be reduced. Therefore, when Co is contained in the steel sheet of the present invention, the Co content is in the range of 0.01 to 0.2%.
  • V 0.01 to 0.10%
  • V is an element that enhances workability by being contained in a trace amount, and is contained as required. The effect is acquired because V content is 0.01% or more. However, if the V content exceeds 0.10%, the workability improvement effect is saturated, so the V content is 0.10% or less.
  • Zr 0.01 to 0.10%
  • Zr is an element that enhances workability by being contained in a small amount, and is contained as necessary. The effect is acquired because Zr content is 0.01% or more. However, if the Zr content exceeds 0.10%, the workability improvement effect is saturated, so the Zr content is set to 0.10% or less.
  • B is an element effective for preventing embrittlement at low temperature secondary processing, and is contained as necessary. In order to obtain this effect, 0.0002% or more of B must be contained. However, when the B content exceeds 0.0050%, the hot workability may decrease. Therefore, when it contains B, it is made into 0.0002% or more and 0.0050% or less. Moreover, it is preferable that B content shall be 0.0005% or more from a viewpoint of prevention of low temperature secondary work embrittlement. Further, the B content is preferably 0.0035% or less, and more preferably 0.0020% or less, from the viewpoint of improving hot workability.
  • the method for producing the steel sheet of the present invention is not particularly limited except that the composition of the molten steel is adjusted as described above at the stage of molten steel, and the method generally employed for the production of ferritic stainless steel sheet is used as it is. Can be applied. Preferred production conditions in the production method will be described below.
  • the steel melted in a converter or an electric furnace is secondarily refined by a VOD method or the like, and the steel contains the above essential components and components added as necessary.
  • the molten steel can be made into a steel material (slab) by a known method, it is preferable to use a continuous casting method in terms of productivity and quality.
  • the steel material is heated to 1000 to 1250 ° C. and is hot rolled into a hot rolled sheet having a desired thickness.
  • the hot-rolled sheet thus obtained may then be subjected to continuous annealing at a temperature of 850 to 1100 ° C. and then descaled by pickling or the like to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the cooling rate after annealing is not particularly limited, but it is desirable to cool in as short a time as possible. If necessary, the scale may be removed by shot blasting before pickling.
  • the hot-rolled annealed plate or hot-rolled plate may be a cold-rolled product through a process such as cold rolling.
  • the cold rolling may be performed once, but may be performed twice or more with intermediate annealing in view of productivity and required quality.
  • the total rolling reduction of the cold rolling process once or twice is preferably 60% or more, more preferably 70% or more.
  • the cold-rolled steel sheet is then preferably subjected to continuous annealing (finish annealing) at a temperature of preferably 850 to 1150 ° C., more preferably 900 to 1100 ° C., pickling, and forming a cold-rolled product.
  • finish annealing continuous annealing
  • the cooling rate after annealing is not particularly limited, but is desirably as large as possible.
  • skin pass rolling or the like may be performed to adjust the shape, surface roughness, and material quality of the steel sheet.
  • welding current 50 to 400 A
  • voltage 10 to 40 V
  • welding speed 50 to 600 mm / min
  • constraining nozzle diameter 1.0 to 5.0 mm
  • pilot gas (Ar ) Flow rate: 0.1 to 5.0 l / min
  • shield gas flow rate 4 to 40 l / min.
  • a cold-rolled sheet serving as a test material was obtained by the following method.
  • a 50 kg steel ingot having the chemical composition shown in Table 1 below is melted in a vacuum melting furnace, heated to 1200 ° C. and then hot-rolled by a reverse rolling mill to be 6 mm thick, and annealed at 950 to 1000 ° C. Then, it was descaled by pickling to obtain a hot-rolled annealed plate (hot-rolled pickled plate).
  • the hot-rolled annealed sheet was made into a sheet thickness of 3.0 mm by cold rolling, and after finish annealing at 880 to 970 ° C., it was mixed with 60 ° C. mixed acid (nitric acid 10 mass% + hydrofluoric acid 3 mass%). It was immersed and descaled to obtain a cold rolled sheet.
  • welding conditions A are as shown below.
  • the welding condition B is the same condition Welding was also performed.
  • the inventive example did not melt, whereas the comparative example had melted.
  • the O component in the steel sheet is 0.0040% or less, so it does not melt in any of welding conditions A and B, and has excellent plasma weldability. I found out.

Landscapes

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

Abstract

　溶け落ちが軽減され、プラズマ溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１５％以上、０．２０％以下、Ｃｒ：１７．０％以上、２４．０％以下、Ｎｉ：０．６％未満、Ｎ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００２％以上、０．００２０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、を含有し、Ｔｉ：０．０１％以上、０．４５％以下、Ｎｂ：０.０１％以上、０．５５％以下から選ばれる１種または２種を更に含有し、残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｎｂ×４８／９３）／（Ｃ＋Ｎ）≧８．０（式中のＴｉ、Ｎｂ、ＣおよびＮは、各元素の含有量（質量％）を示す。）を満たすようにする。

Description

プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法
　本発明は、プラズマ溶接に用いるフェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法に関する。
　一般的に、プラズマ溶接は、強力なプラズマ気流で母材を溶融するため、突合せ溶接では通常キーホール溶接を行いハンピングビードなどの溶接欠陥を防止する。したがって、ＴＩＧ溶接と比べて溶け込みが深く、溶接速度が速い。またビード幅が小さいため、母材の歪が小さいという利点を持つ。キーホール溶接とは、プラズマ気流によってキーホール（小穴）を板厚方向に貫通させながら溶接する方法である。例えば、特許文献１では、プラズマ溶接などの溶融溶接をするためのＡｌ、Ｐ、ＳおよびＯを規制した７～１４ｍａｓｓ％Ｃｒ含有のマルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
　ステンレス鋼のキーホール溶接（以下、プラズマキーホール溶接とも記す。）に関しては、ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼については従来実施されている。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼には応力腐食割れを生じやすいという欠点があり、応力腐食割れが生じにくいフェライト系ステンレス鋼が用いられる用途も多い。このため、フェライト系ステンレス鋼にもプラズマキーホール溶接を行うことが求められている。
　特許文献２には、板厚が３ｍｍ以下のフェライト系ステンレス鋼を、プラズマ溶接トーチを用いて非キーホール溶接する場合の溶接方法が開示されている。したがって、この方法はキーホール溶接を行うためのものではない。
特開平１１－２５６２８１号公報 特開２０１２－０８１４８０号公報
　ところで、ＳＵＳ３０４と比較して、フェライト系ステンレス鋼は熱伝導が良く熱が拡散しやすいため、ＴＩＧ溶接などのアーク溶接では入熱量を増やす必要がある。しかしながら、プラズマキーホール溶接で入熱量をアップすると、溶融量が多くなり溶け落ちが発生する場合があった。
　本発明は、上記問題点を解決するために完成された発明であり、その目的は、溶け落ちが軽減され、プラズマ溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼板を提供することにある。
　本発明は、前記課題を解決するために、鋼成分を最適化し、溶け落ちを防止したものである。本発明者らは、プラズマ溶接の実験を行い詳細に検討した結果、鋼中のＯ量を出来るだけ少なくするとともに、Ｏと結びつきやすいＡｌ、Ｃａを添加して、ＯをＡｌ２Ｏ３やＣａＯとして固定することにより、溶け落ちの発生を抑えることができることを見出した。
　これは、鋼中のＯ量を出来るだけ少なくするとともに、ＯをＡｌ２Ｏ３やＣａＯとして固定することにより、溶融池の粘性が上がり、そのため溶け落ちが発生しにくくなるためであると考えられる。本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ:０．０２０％以下、Ｓｉ:０．６％以下、Ｍｎ:０．５％以下、Ｐ:０．０４％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ａｌ:０．０１５％以上、０．２０％以下、Ｃｒ:１７．０％以上、２４．０％以下、Ｎｉ:０．６％未満、Ｎ:０．０２０％以下、Ｃａ:０．０００２％以上、０．００２０％以下、Ｏ:０．００５０％以下、を含有し、
Ｔｉ：０．０１％以上、０．４５％以下、Ｎｂ：０.０１％以上、０．５５％以下から選ばれる１種または２種を更に含有し、残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｎｂ×４８／９３）／（Ｃ＋Ｎ）≧８．０（式中のＴｉ、Ｎｂ、ＣおよびＮは、各元素の含有量（質量％）を示す。）を満たすプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
［２］質量％で、Ｍｏ: ０．０１％以上、２．０％以下、Ｃｕ: ０．０１％以上、１．０％以下、Ｃｏ:０．０１％以上、０．２％以下、のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記［１］に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
［３］質量％で、Ｖ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｚｒ：０．０１％以上、０．１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、の１種または２種以上を含有する前記［１］または［２］に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
［４］キーホール溶接に用いられる前記［１］～［３］のいずれか１つに記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
［５］前記［１］～［３］のいずれか１つに記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板をプラズマキーホール溶接に用いるプラズマキーホール溶接方法。
　本発明によれば、溶け落ちが軽減され、フェライト系ステンレス鋼板において高品質なプラズマ溶接が可能になる。
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板は、鋼の組成として、質量％で、Ｃ:０．０２０％以下、Ｓｉ:０．６％以下、Ｍｎ:０．５％以下、Ｐ:０．０４％以下、Ｓ:０．０１０％以下、Ａｌ:０．０１５％以上、０．２０％以下、Ｃｒ:１７．０％以上２４．０％以下、Ｎｉ:０．６％未満、Ｎ:０．０２０％以下、Ｃａ:０．０００２％以上、０．００２０％以下、Ｏ:０．００５０％以下、を含有し、更に、Ｔｉ：０.０１％以上、０．４５％以下、Ｎｂ：０.０１％以上、０．５５％以下から選ばれる１種または２種を更に含有し、残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなり、（Ｔｉ＋Ｎｂ×４８／９３）／（Ｃ＋Ｎ）≧８．０（式中のＴｉ、Ｎｂ、ＣおよびＮは、各元素の含有量（質量％）を示す。）を満たすことを特徴とする。本発明に係るフェライト系ステンレス鋼板は、耐食性に優れる。
　また、本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、プラズマ溶接に用いられる。本発明のフェライト系ステンレス鋼板は、高品質なプラズマ溶接が可能であるため、プラズマキーホール溶接に用いることができる。
　以下、本発明のフェライト系ステンレス鋼板（以下、「本発明の鋼板」という）の成分限定理由について説明する。なお、本発明の鋼板中の各成分の「％」は、特に説明のない限り、「質量％」を示す。
　［Ｃ：０．０２０％以下］
　Ｃは、鋼板の加工性および靱性を低下させる元素であり、Ｃ含有量が０．０２０％を超えると、その悪影響が顕著となるので、Ｃ含有量は０．０２０％以下に限定する。特に、加工性および靱性の向上の観点から、Ｃ含有量は０．０１７％以下とすることが好ましい。また、Ｃ含有量は０．０１２％以下とすることがより好ましい。
　［Ｓｉ：０．６％以下］
　Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素である。その効果は０．０１％以上含有させることで得られる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、０．６％を超えてＳｉを含有させると焼鈍時に酸化して鋼板の表面にＳｉＯ２皮膜を形成して酸洗性を低下させる。よって、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする。更に、酸洗性の向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　［Ｍｎ：０．５％以下］
　Ｍｎは、脱酸剤として必要な元素である。その効果は０．０１％以上含有させることで得られる。よって、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、０．５％を超えてＭｎを含有させると鋼板の加工性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は０．５％以下とする。更に、加工性の向上の観点から、Ｍｎ含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　［Ｐ：０．０４％以下］
　Ｐは、鋼板の加工性および靭性を低下させる元素であり、出来る限り少ない方が好ましく、Ｐ含有量は０．０４％以下とする。
　［Ｓ：０．０１０％以下］
　Ｓは、靭性を低下させる元素であり、出来る限り少ない方が好ましく、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。靭性の向上の観点から、Ｓ含有量を０．００７％以下にすることが好ましい。
　［Ａｌ：０．０１５％以上、０．２０％以下］
　Ａｌは、本発明の特徴であるプラズマ溶接性の向上のために必要である。Ａｌ含有量は、０．０１５％未満であると、鋼中でＡｌ2Ｏ3やＣａＯとして固定されないＯの量が多くなって溶け落ちの発生を抑えることができなくなるため、０．０１５％以上とする。また、溶け落ち発生の抑制の観点から、Ａｌ含有量は０．０２０％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有するとＡｌ２Ｏ３介在物が過度に生成しヘゲ疵等の発生により鋼板の表面品質が低下するため、Ａｌ含有量は０．２０％以下に限定する。表面品質の向上の観点からは、Ａｌ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
　［Ｃｒ：１７．０％以上、２４．０％以下］
　Ｃｒは耐食性の向上に有効な元素成分であり、十分な耐食性を得るためには１７．０％以上の含有量が必要である。また、耐食性の向上の観点から、Ｃｒ含有量は２０．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒは鋼板の靱性を低下させ、特にＣｒ含有量が２４．０％を超えると靱性の低下が著しくなるため、Ｃｒ含有量は２４．０％以下に限定する。靱性の向上の観点から、Ｃｒ含有量は２２．０％以下とすることが好ましい。
　［Ｎｉ：０．６％未満］
　Ｎｉは、耐食性および靭性を向上させる効果を持つが、原料コストが高いため、Ｎｉ含有量は０．６％未満とする。耐食性および靭性の観点からは、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．４０％を超えると耐食性の向上効果は飽和するため、経済性の観点から、Ｎｉ含有量は０．４０％以下とすることが好ましい。
　［Ｎ：０．０２０％以下］
　Ｎは、Ｃと同様に鋼板の加工性および靱性を低下させる元素であり、Ｎ含有量が０．０２０％を超えるとその悪影響が顕著となるので、０．０２０％以下に限定する。特に、加工性および靱性の向上の観点から、Ｎ含有量は０．０１５％以下とすることが好ましく、０．０１２％以下とすることがより好ましい。
　［Ｃａ：０．０００２％以上、０．００２０％以下］
　Ｃａは、本発明の特徴であるプラズマ溶接性の向上のために必要であり、Ｃａ含有量は、０．０００２％未満であると、鋼中でＡｌ2Ｏ3やＣａＯとして固定されないＯの量が多くなって溶け落ちの発生を抑えることができなくなるため、０．０００２％以上とし、０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、Ｃａが介在物となり、ヘゲ疵を発生させることで鋼板の表面品質を低下させる。そのため、Ｃａ含有量は０．００２０％以下とする。また、表面品質の向上の観点から、Ｃａ含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
　［Ｔｉ：０．０１％以上、０．４５％以下、Ｎｂ：０.０１％以上、０．５５％以下から選ばれる１種または２種］
　本発明の鋼板は、ＴｉおよびＮｂの少なくとも一方は必須成分として含有する。ＴｉおよびＮｂは炭窒化物を形成し、Ｃｒが炭素および、窒素と結びついて耐食性を低下させる鋭敏化現象を抑制する効果があるため、
（Ｔｉ＋Ｎｂ×４８／９３）／（Ｃ＋Ｎ）≧８．０　・・・（１）
を満たすようにする（式（１）中のＴｉ、Ｎｂ、ＣおよびＮは、各元素の含有量（質量％）を示す。）。しかし、ＴｉおよびＮｂを過度に含有しても、鋭敏化の抑制効果が飽和するだけでなく、靭性の低下を招くため、Ｔｉ含有量は０．４５％以下および、Ｎｂ含有量は０．５５％以下とする。特に、靭性の向上の観点からはＴｉ含有量は０．３５％以下および、Ｎｂ含有量は０．４５％以下とすることが好ましい。また、鋭敏化の抑制の観点からは、上記（１）式を満たすとともに、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．２０％以上とする。Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０.０１％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。さらに、鋭敏化の抑制の観点から、上記（１）式の左辺は１２．０以上であることが好ましい。
　［Ｏ：０．００５０％以下］
　鋼中のＯ量低減は、本発明の溶け落ちを軽減するという効果を得るために必須であり、Ｏの含有量を０．００５０％以下とすることで、その溶け落ちを軽減するという効果が得られる。Ｏ含有量は０．００４０％以下にするとその効果は大きくなり、さらに０．００３０％以下にするとよりその効果はより大きくなる。
　本発明の鋼板の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　また、本発明においては、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｖ、ＺｒおよびＢは必須成分ではないが、以下の範囲で含有することができる。
　［Ｍｏ：０．０１％以上、２．０％以下］
　Ｍｏは耐食性の向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させる。Ｍｏ含有量が０．０１％以上であることで、その効果は得られる。耐食性の向上の観点から、Ｍｏ含有量は０．４０％以上にすることが好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、耐食性向上の効果が飽和するばかりでなく、靱性を低下させるため、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。靭性の向上の観点からは、Ｍｏ含有量は１．５％以下とすることが好ましい。
　［Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下］
　Ｃｕは、耐食性向上に特に有効な元素成分であり、必要に応じて含有させる。Ｃｕ含有量が０．０１％以上であることで、その効果が得られる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、靱性を低下させる場合があるため、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。靭性の向上の観点からは、Ｃｕ含有量は０．６０％以下とすることが好ましい。十分な耐食性改善効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．２０％以上とすることが好ましい。
　［Ｃｏ：０．０１％以上、０．２％以下］
　Ｃｏは靭性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。この効果は０．０１％以上の含有によって得られる。一方、Ｃｏ含有量が０．２％を超えると製造性を低下させる場合がある。そのため、本発明の鋼板にＣｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０１～０．２％の範囲とする。
　［Ｖ：０．０１～０．１０％］
　Ｖは微量含有させることにより加工性を高くする元素であり、必要に応じて含有させる。Ｖ含有量が０．０１％以上であることで、その効果は得られる。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると加工性の向上効果は飽和するため、Ｖ含有量は、０．１０％以下とする。
　［Ｚｒ：０．０１～０．１０％］
　Ｚｒは微量含有させることにより加工性を高くする元素であり、必要に応じて含有させる。Ｚｒ含有量が０．０１％以上であることで、その効果は得られる。しかし、Ｚｒ含有量が０．１０％を超えると加工性の向上効果は飽和するため、Ｚｒ含有量は、０．１０％以下とする。
　［Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下］
　Ｂは低温二次加工脆化を防止するのに有効な元素であり、必要に応じて含有させる。この効果を得るためには０．０００２％以上のＢの含有が必要である。しかし、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると熱間加工性が低下する場合がある。そのため、Ｂを含有する場合は０．０００２％以上、０．００５０％以下とする。また、Ｂ含有量は、低温二次加工脆化の防止の観点から、０．０００５％以上とすることが好ましい。また、Ｂ含有量は、熱間加工性の向上の観点から、０．００３５％以下とすることが好ましく、さらに、０．００２０％以下であることがより好ましい。
　［製造方法］
　本発明の鋼板を製造する方法は、溶鋼の段階で上述のように溶鋼の組成を成分調整する以外は、特に限定されず、フェライト系ステンレス鋼板の製造に一般的に採用されている方法をそのまま適用することができる。
上記製造方法における、好ましい製造条件について以下説明する。
　鋼を溶製する製鋼工程は、転炉あるいは電気炉等で溶解した鋼をＶＯＤ法等により二次精錬し、上記必須成分および必要に応じて添加される成分を含有する鋼とするのが好ましい。溶製した溶鋼は、公知の方法で鋼素材（スラブ）とすることができるが、生産性および品質面からは、連続鋳造法によるのが好ましい。鋼素材は、その後、１０００～１２５０℃に加熱され、熱間圧延により所望の板厚の熱延板とされる。こうして得られた熱延板は、その後８５０～１１００℃の温度で連続焼鈍を施した後、酸洗等により脱スケールし、熱延焼鈍板としてもよい。また、焼鈍後の冷却速度は特に制限はしないが、なるべく短時間で冷却することが望ましい。なお、必要に応じて、酸洗前にショットブラストによりスケールを除去してもよい。
　さらに、上記熱延焼鈍板又は熱延板を、冷間圧延等の工程を経て冷延製品としてもよい。この場合の冷間圧延は、１回でもよいが、生産性や要求品質上の観点から中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延としてもよい。１回または２回以上の冷間圧延工程の総圧下率は６０％以上が好ましく、より好ましくは７０％以上である。冷間圧延した鋼板は、その後、好ましくは８５０～１１５０℃、さらに好ましくは９００～１１００℃の温度で連続焼鈍（仕上焼鈍）し、酸洗し、冷延製品とするのが好ましい。ここでも、焼鈍後の冷却速度は特に制限はしないが、なるべく大きくすることが望ましい。さらに用途によっては、仕上げ焼鈍後、スキンパス圧延等を施して、鋼板の形状や表面粗度、材質調整を行ってもよい。
　プラズマ溶接条件としては、突合せ溶接の場合は、溶接電流：５０～４００Ａ、電圧：１０～４０Ｖ、溶接速度：５０～６００ｍｍ／分、拘束ノズル直径：１．０～５．０ｍｍ、パイロットガス（Ａｒ）流量：０．１～５．０ｌ／分、シールドガス流量：４～４０ｌ／分とすることが好ましい。
　以下、本発明の実施例について説明する。
実施例として、以下の方法で供試材となる冷延板を得た。
以下の表１に示す化学組成を有する５０ｋｇ鋼塊を真空溶解炉で溶製し、１２００℃に加熱後リバース圧延機による熱間圧延により厚さ６ｍｍの熱延板とし、９５０～１０００℃で焼鈍した後、酸洗で脱スケールし熱延焼鈍板（熱延酸洗板）とした。次にその熱延焼鈍板を、冷間圧延により板厚３．０ｍｍとし、８８０～９７０℃での仕上げ焼鈍を行った後、６０℃の混酸（硝酸１０質量％＋ふっ酸３質量％）に浸漬して脱スケールし、冷延板を得た。
　溶接性を調べるために、供試材について以下の条件で３０ｃｍ長さの突合せプラズマ溶接を３回行い、溶け落ちの有無を目視で調査した。
溶接条件（溶接条件Ａ）は以下に示す通りである。
フローニアス社製プラズマ溶接機
溶接電流：２５０Ａ
溶接速度：２６０ｍｍ／分
板とチップ間の距離：３ｍｍ
拘束ノズル径：３．２ｍｍ
パイロットガス：Ａｒ、０．２ｌ／分
シールドガス：Ａｒ、２５ｌ／分
ワイヤ：不使用
　また、上記の溶接条件Ａと比べ、溶接電流を２７０Ａとした以外は、同一の条件である溶接条件Ｂによる溶接も行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　＜評価結果について＞
◎：溶接電流が２７０Ａ、２５０Ａの双方で溶け落ち欠陥が発生しなかった。
○：溶接電流が２７０Ａの場合では、溶け落ち欠陥が発生することもあったが、２５０Ａの場合では、溶け落ち欠陥が発生しなかった。
×：溶接電流が２７０Ａ、２５０Ａの双方で溶け落ち欠陥が発生した。
　表１で明らかなように、同一条件で溶接しても、本発明例は溶け落ちなく、一方比較例は溶け落ちが発生していることが分かった。本発明例においては、特に、Ｎｏ．１～５、７～１６、１８、１９および２３においては、鋼板中のＯ成分が０．００４０％以下のため、溶接条件ＡおよびＢのいずれの場合でも溶け落ちなく、プラズマ溶接性に優れていることが分かった。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以下、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：０．５％以下、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ａｌ：０．０１５％以上、０．２０％以下、
    Ｃｒ：１７．０％以上、２４．０％以下、
    Ｎｉ：０．６％未満、
    Ｎ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０００２％以上、０．００２０％以下、
    Ｏ：０．００５０％以下、を含有し、
    Ｔｉ：０．０１％以上、０．４５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上、０．５５％以下から選ばれる１種または２種を更に含有し、
    残部Ｆｅ及びその他不可避的不純物からなり、
    （Ｔｉ＋Ｎｂ×４８／９３）／（Ｃ＋Ｎ）≧８．０　・・・（１）
    （式（１）中のＴｉ、Ｎｂ、ＣおよびＮは、各元素の含有量（質量％）を示す。）
    を満たすプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｍｏ：０．０１％以上、２．０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下、
    Ｃｏ：０．０１％以上、０．２％以下、のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
  3. 質量％で、
    Ｖ：０．０１％以上、０．１０％以下、
    Ｚｒ：０．０１％以上、０．１０％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
  4. キーホール溶接に用いられる請求項１～３のいずれか１項に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板。
  5. 請求項１～３のいずれか１項に記載のプラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板をプラズマキーホール溶接に用いるプラズマキーホール溶接方法。
PCT/JP2015/002400 2014-07-31 2015-05-12 プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法 Ceased WO2016017053A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015532988A JP5874864B1 (ja) 2014-07-31 2015-05-12 プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法
KR1020177002374A KR20170018457A (ko) 2014-07-31 2015-05-12 플라즈마 용접용 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 용접 방법
CN201580041326.1A CN106574339A (zh) 2014-07-31 2015-05-12 等离子弧焊用铁素体系不锈钢板及其焊接方法
US15/329,856 US10272513B2 (en) 2014-07-31 2015-05-12 Ferritic stainless steel sheet for plasma arc welding and welding method therefor

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-155846 2014-07-31
JP2014155846 2014-07-31

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016017053A1 true WO2016017053A1 (ja) 2016-02-04

Family

ID=55216985

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/002400 Ceased WO2016017053A1 (ja) 2014-07-31 2015-05-12 プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10272513B2 (ja)
JP (1) JP5874864B1 (ja)
KR (1) KR20170018457A (ja)
CN (1) CN106574339A (ja)
TW (1) TWI567209B (ja)
WO (1) WO2016017053A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20170073799A1 (en) * 2014-05-14 2017-03-16 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
JP6206624B1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
WO2021246208A1 (ja) * 2020-06-02 2021-12-09 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
US11261512B2 (en) 2016-09-02 2022-03-01 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6311843B2 (ja) 2016-03-31 2018-04-18 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6418338B2 (ja) * 2016-09-02 2018-11-07 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
CN118854188A (zh) 2017-05-26 2024-10-29 杰富意钢铁株式会社 铁素体系不锈钢
CN110026667A (zh) * 2019-05-15 2019-07-19 南京钢铁股份有限公司 一种用于薄板9Ni钢焊接的等离子弧焊方法
CN110026666A (zh) * 2019-05-15 2019-07-19 南京钢铁股份有限公司 一种用于薄板9Ni钢焊接的等离子弧焊填丝方法
JP7014754B2 (ja) * 2019-07-09 2022-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 硫化物系固体電池の集電体用のフェライト系ステンレス鋼板
KR102353730B1 (ko) 2019-12-20 2022-01-19 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001150141A (ja) * 1999-11-25 2001-06-05 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd プラズマキーホール溶接方法
JP2006263811A (ja) * 2005-02-28 2006-10-05 Jfe Steel Kk ティグ溶接用フェライト系ステンレス鋼溶加棒
JP2007290033A (ja) * 2006-03-29 2007-11-08 Jfe Steel Kk 溶込み形状および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接金属
JP2009091654A (ja) * 2007-09-18 2009-04-30 Jfe Steel Kk 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3450959B2 (ja) * 1996-02-14 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JPH11256281A (ja) 1998-03-11 1999-09-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接施工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP2002275590A (ja) * 2001-03-14 2002-09-25 Nisshin Steel Co Ltd 溶接部の加工性に優れた溶接用フェライト系ステンレス鋼
JP5331700B2 (ja) * 2006-10-20 2013-10-30 ポスコ 溶接部の加工性及び鋼材の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP5391606B2 (ja) 2008-08-05 2014-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4702493B1 (ja) 2009-08-31 2011-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP5793283B2 (ja) * 2010-08-06 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 ブラックスポットの生成の少ないフェライト系ステンレス鋼
JP5901111B2 (ja) * 2010-10-07 2016-04-06 大陽日酸株式会社 溶接ガス及びプラズマ溶接方法
JP5609571B2 (ja) * 2010-11-11 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐酸化性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JP5387802B1 (ja) * 2011-11-30 2014-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼
KR101359249B1 (ko) * 2011-12-20 2014-02-06 주식회사 포스코 용접부의 가공성 및 내피로 특성이 우수한 플라즈마 아크용접 강관 및 그의 제조방법
US20150292068A1 (en) * 2012-10-30 2015-10-15 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferritic stainless steel having excellent heat resistance

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001150141A (ja) * 1999-11-25 2001-06-05 Nippon Steel Weld Prod & Eng Co Ltd プラズマキーホール溶接方法
JP2006263811A (ja) * 2005-02-28 2006-10-05 Jfe Steel Kk ティグ溶接用フェライト系ステンレス鋼溶加棒
JP2007290033A (ja) * 2006-03-29 2007-11-08 Jfe Steel Kk 溶込み形状および加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接金属
JP2009091654A (ja) * 2007-09-18 2009-04-30 Jfe Steel Kk 溶接性に優れたフェライト系ステンレス鋼

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20170073799A1 (en) * 2014-05-14 2017-03-16 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
US10415126B2 (en) * 2014-05-14 2019-09-17 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
US20190106775A1 (en) * 2016-03-29 2019-04-11 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel sheet
KR20180118163A (ko) * 2016-03-29 2018-10-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판
CN109072373A (zh) * 2016-03-29 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 铁素体类不锈钢板
EP3438310A4 (en) * 2016-03-29 2019-02-06 JFE Steel Corporation BLECH OF A FERRITIC STAINLESS STEEL
WO2017169377A1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
JP6206624B1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト系ステンレス鋼板
KR102113416B1 (ko) 2016-03-29 2020-05-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스 강판
US11261512B2 (en) 2016-09-02 2022-03-01 Jfe Steel Corporation Ferritic stainless steel
WO2021246208A1 (ja) * 2020-06-02 2021-12-09 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
JPWO2021246208A1 (ja) * 2020-06-02 2021-12-09
KR20230018458A (ko) * 2020-06-02 2023-02-07 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강
JP7395737B2 (ja) 2020-06-02 2023-12-11 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼
KR102829780B1 (ko) 2020-06-02 2025-07-04 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 페라이트계 스테인리스강

Also Published As

Publication number Publication date
TWI567209B (zh) 2017-01-21
US20170266751A1 (en) 2017-09-21
JPWO2016017053A1 (ja) 2017-04-27
CN106574339A (zh) 2017-04-19
TW201610184A (zh) 2016-03-16
JP5874864B1 (ja) 2016-03-02
US10272513B2 (en) 2019-04-30
KR20170018457A (ko) 2017-02-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5874864B1 (ja) プラズマ溶接用フェライト系ステンレス鋼板およびその溶接方法
JP5050863B2 (ja) 温水器用フェライト系ステンレス鋼板
WO2020203336A1 (ja) ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤおよびガスメタルアーク溶接方法
JP7277834B2 (ja) アルミニウムめっき鋼板の溶接用ソリッドワイヤ、及び溶接継手の製造方法
JP2007177279A (ja) 溶接性に優れた鋼板
JP2009012070A (ja) ステンレス鋼溶接継手の溶接金属およびその形成方法
JP6811854B2 (ja) フラックス入りワイヤ用冷延鋼板及びその製造方法
WO2018003521A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼板
JP6255284B2 (ja) ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤ
KR102134310B1 (ko) 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
JP2017164760A (ja) ソリッドワイヤ
JP2009263772A (ja) 溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法
US11674194B2 (en) Cold rolled steel sheet for flux-cored wire, and manufacturing method therefor
JP2015124419A (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP5884183B2 (ja) 構造用ステンレス鋼板
JP6354772B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼
KR20230092609A (ko) 용접성이 우수한 냉연강판 및 이의 제조 방법
JP3933020B2 (ja) すみ肉溶接継手を形成した際の該すみ肉溶接継手の疲労特性及び靱性に優れたステンレス鋼
JP6928641B2 (ja) ソリッドワイヤ
JP7156342B2 (ja) 薄肉管用フェライト系ステンレス鋼板およびこれを用いてなる薄肉管
JP5078264B2 (ja) 鋼板のアーク溶接法
WO2012172808A1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP2006161087A (ja) 低炭素快削鋼
JP5168425B1 (ja) フェライト系ステンレス鋼
JP2022089303A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼溶接用溶加材

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015532988

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15827119

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177002374

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15329856

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15827119

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1