JPS5911659B2 - 溶接部のじん性と加工性に優れる超極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼 - Google Patents
溶接部のじん性と加工性に優れる超極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼Info
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- JPS5911659B2 JPS5911659B2 JP1294477A JP1294477A JPS5911659B2 JP S5911659 B2 JPS5911659 B2 JP S5911659B2 JP 1294477 A JP1294477 A JP 1294477A JP 1294477 A JP1294477 A JP 1294477A JP S5911659 B2 JPS5911659 B2 JP S5911659B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、溶接部のしん性さ加工性に優れる超極低炭
素・窒素フェライト系ステンレス鋼に関するものである
。
素・窒素フェライト系ステンレス鋼に関するものである
。
フェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉを含まないので安価
である上に、種々な腐食環境で応力腐食割れが起きにく
いなど、オーステナイト系ステンレス鋼と比べて顕著な
利点を有しているが、その一方で溶接音民なかでも突き
合わせＴＩＧ溶接による溶着鋼のしん性および加工性に
劣るので、おのずと使用範囲が限定され、薄物でも溶接
部におけるしん性と加工性が問題となる用途には適合し
難い。
である上に、種々な腐食環境で応力腐食割れが起きにく
いなど、オーステナイト系ステンレス鋼と比べて顕著な
利点を有しているが、その一方で溶接音民なかでも突き
合わせＴＩＧ溶接による溶着鋼のしん性および加工性に
劣るので、おのずと使用範囲が限定され、薄物でも溶接
部におけるしん性と加工性が問題となる用途には適合し
難い。
ところで溶接部のじん性および力旺性の良好なフェライ
ト系ステンレス鋼としてはＭｎ量を１０５％程度まで高
めたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼が知られている
。
ト系ステンレス鋼としてはＭｎ量を１０５％程度まで高
めたＴｉ含有フェライト系ステンレス鋼が知られている
。
Ｃ特開昭５０−８０９１２号、同５１−１４８１１号、
同５１−１４８１２号公報所載）しかし、それらは何れ
もＣ、Ｎがそれぞれ２００ｐＩ）１１１程度に比較的高
いため、溶接部のしん性向上にも限度があること、Ｔｉ
酸化物に起因した表面キズが多い等の問題があり、実用
上改善すべき点がなお残されていた。一方、最近ＶＯＤ
およびＡＯＤなどの製鋼技術の著しい進歩によってＣと
Ｎをそれぞれ１０および２０卿程度まで減少せしめるこ
とが可能となりそれによって母材の靭性は著しく向上し
たが、しかし単純なＣとＮの低減だけではなお溶接部の
靭性および加工性を実用上十分信頼できるほど高めるこ
とは困難であった。
同５１−１４８１２号公報所載）しかし、それらは何れ
もＣ、Ｎがそれぞれ２００ｐＩ）１１１程度に比較的高
いため、溶接部のしん性向上にも限度があること、Ｔｉ
酸化物に起因した表面キズが多い等の問題があり、実用
上改善すべき点がなお残されていた。一方、最近ＶＯＤ
およびＡＯＤなどの製鋼技術の著しい進歩によってＣと
Ｎをそれぞれ１０および２０卿程度まで減少せしめるこ
とが可能となりそれによって母材の靭性は著しく向上し
たが、しかし単純なＣとＮの低減だけではなお溶接部の
靭性および加工性を実用上十分信頼できるほど高めるこ
とは困難であった。
発明者らはかかる事情にかんがみ種々の開発研究を行な
った結果、溶接部の靭性および加工性に極めて優れた極
低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼の発明に成功し
た。
った結果、溶接部の靭性および加工性に極めて優れた極
低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼の発明に成功し
た。
すなわちこの発明は、重量でＣ：０．００５％以下、Ｎ
：０．００７％以下、Ｓ：０．００７％以下、０：０．
００５％以下およびＳｉ： １．０％以下を含み、かつ
ＣおよびＮ含有量の和（Ｄ＋ＩＮ］）に応じて下記式で
計算される範囲のＭｎを、Ｃｒ： １０．０〜２０．０
％、ＴｉＯ．Ｏ５〜０，３０％、およびＡ７： ０．１
０％以下、またときにはさらにＭＯ： ４．０％以下と
ともに含有し、残部は実質的にＦｅおよび不可避的に混
入する不純物から成る超極低炭素・窒素フエライト系ス
テンレス鋼組成において、上述のような用途で有利に適
合する程度に溶接部のしん性と加工性が顕著に改善され
ることの知見に基くものである。記 ７０Ｘ（ Ｄ＋ＩＮｌ） ０．ｉ５＜ （Ｍｎ） （
％）＜７０ｘ（（Ｃ）＋［Ｎｌ）＋１．５この発明は、
鋼中Ｃ〕とＮをそれぞれ０．００５％以下、０．００７
％以下と、超極低量に制限したうえＭｎ量を（Ｃ）＋［
［）量に応じた適正量に制御し、さらにＴｉを適量含有
させ、そしてＡｌ脱酸により０を０．００５％以下に低
減したこ吉が従来技術と異なる特色である。
：０．００７％以下、Ｓ：０．００７％以下、０：０．
００５％以下およびＳｉ： １．０％以下を含み、かつ
ＣおよびＮ含有量の和（Ｄ＋ＩＮ］）に応じて下記式で
計算される範囲のＭｎを、Ｃｒ： １０．０〜２０．０
％、ＴｉＯ．Ｏ５〜０，３０％、およびＡ７： ０．１
０％以下、またときにはさらにＭＯ： ４．０％以下と
ともに含有し、残部は実質的にＦｅおよび不可避的に混
入する不純物から成る超極低炭素・窒素フエライト系ス
テンレス鋼組成において、上述のような用途で有利に適
合する程度に溶接部のしん性と加工性が顕著に改善され
ることの知見に基くものである。記 ７０Ｘ（ Ｄ＋ＩＮｌ） ０．ｉ５＜ （Ｍｎ） （
％）＜７０ｘ（（Ｃ）＋［Ｎｌ）＋１．５この発明は、
鋼中Ｃ〕とＮをそれぞれ０．００５％以下、０．００７
％以下と、超極低量に制限したうえＭｎ量を（Ｃ）＋［
［）量に応じた適正量に制御し、さらにＴｉを適量含有
させ、そしてＡｌ脱酸により０を０．００５％以下に低
減したこ吉が従来技術と異なる特色である。
この発明における各成分の限定理由について次に述べる
。
。
Ｃは溶接部のしん性、加工性および耐食性に対しもつと
も有害な元素であり、低ければ低いほどそれらの性質は
改善される。
も有害な元素であり、低ければ低いほどそれらの性質は
改善される。
第１図は２龍厚の１７％Ｃｒステンレス鋼冷延板のＴＩ
Ｇ溶接部についてシャルピ一Ｖノツチ衝撃試験による延
性一脆性遷移温度、および０．７ｍｍ厚の同一組成冷延
板のＴＩＧ溶接部に関するエリクセン値とＣ量との関係
を示す。
Ｇ溶接部についてシャルピ一Ｖノツチ衝撃試験による延
性一脆性遷移温度、および０．７ｍｍ厚の同一組成冷延
板のＴＩＧ溶接部に関するエリクセン値とＣ量との関係
を示す。
第１図よりＣが０．００５％を越えると遷移温度 ・が
−６０℃以上、またエリクセン値が８．５關以下となり
じん性および加工性が劣化する。
−６０℃以上、またエリクセン値が８．５關以下となり
じん性および加工性が劣化する。
従来の経験によれば、この種のフエライト系ステンレス
鋼薄板を用いて作成した容器類の溶接部（たとえばＴＩ
Ｇ法）が室温近傍において十分なしん性をもつためには
、そのシャルピ一Ｖノツチ衝撃試験の延性−ぜい性遷移
温度が約−６０℃以下であることが望ましい。
鋼薄板を用いて作成した容器類の溶接部（たとえばＴＩ
Ｇ法）が室温近傍において十分なしん性をもつためには
、そのシャルピ一Ｖノツチ衝撃試験の延性−ぜい性遷移
温度が約−６０℃以下であることが望ましい。
また、苛酷な塑性加工に際して溶接部の加工性を確保す
るという点から、０．７ｍｍ厚の板の場合溶接部のエリ
クセン値として８．５ｕ以上が必要である。この観点か
ら評価すると、Ｃは０．００５０％を上限とする必要が
あり、低ければ低いほど溶接部のしん性および加工性は
良好となる。次にＮは第２図に示すとおり０．００７０
％を越えると溶接部の延性−ぜい性遷移温度が−６０℃
以上に急上昇し、また溶接部のエリクセン値が８．５ｍ
ｒｔｔ以下と低下し、じん性と加工性が劣化するので、
０．００７０％を上限とする。
るという点から、０．７ｍｍ厚の板の場合溶接部のエリ
クセン値として８．５ｕ以上が必要である。この観点か
ら評価すると、Ｃは０．００５０％を上限とする必要が
あり、低ければ低いほど溶接部のしん性および加工性は
良好となる。次にＮは第２図に示すとおり０．００７０
％を越えると溶接部の延性−ぜい性遷移温度が−６０℃
以上に急上昇し、また溶接部のエリクセン値が８．５ｍ
ｒｔｔ以下と低下し、じん性と加工性が劣化するので、
０．００７０％を上限とする。
Ｎは低ければ低いほどこれらの性質が良好となる。Ｍｎ
は溶接部のしん性および加工性を良好ならしめるのに不
可欠な元素であるが、上記の両性質を有効に向上させる
ためには（ＩＯ＋１Ｎ］）量に応じて適正に制御された
量を添加することが必要である。
は溶接部のしん性および加工性を良好ならしめるのに不
可欠な元素であるが、上記の両性質を有効に向上させる
ためには（ＩＯ＋１Ｎ］）量に応じて適正に制御された
量を添加することが必要である。
第３図吉第４図に種々の（ ＲｃＪ＋［Ｎｌ ）量を含
むＡ〜Ｈ鋼の２７ＩｔｒＩｔ厚および０．７ａｍ厚鋼板
について、ＴＩＧ溶接部のしん性ならびに加工性に及ぼ
すＭｎ含有量の影響を示す。（ｃｌ＋［Ｎｌ）量が高く
なるにしたがい、じん性および加工性を確保するに必要
な適正Ｍｎ量が増加するが、ＣまたはＮがそれぞれ０．
００５０％、０．００７％を越えると、適正量に相当す
るＭｎ量を含有させても延性−ぜい性遷移温度は−６０
℃よりも高温側となり、またエリクセン値は８．５ｉｎ
以下となる。
むＡ〜Ｈ鋼の２７ＩｔｒＩｔ厚および０．７ａｍ厚鋼板
について、ＴＩＧ溶接部のしん性ならびに加工性に及ぼ
すＭｎ含有量の影響を示す。（ｃｌ＋［Ｎｌ）量が高く
なるにしたがい、じん性および加工性を確保するに必要
な適正Ｍｎ量が増加するが、ＣまたはＮがそれぞれ０．
００５０％、０．００７％を越えると、適正量に相当す
るＭｎ量を含有させても延性−ぜい性遷移温度は−６０
℃よりも高温側となり、またエリクセン値は８．５ｉｎ
以下となる。
第３図および第１図によれば、２朋厚鋼板のシャルピ一
Ｖノツチ衝撃試験による延性一ぜい性遷移温度が−６０
℃以下、また０．７ｍｖｔ厚同鋼板溶接部のエリクセン
値が８．慣臘以上となるためにはＭｎ量と（Ｄ＋１Ｎ］
）量の適正なバランスが必要なことがわかり、その関係
を図示すると第５図の斜線領域となる。
Ｖノツチ衝撃試験による延性一ぜい性遷移温度が−６０
℃以下、また０．７ｍｖｔ厚同鋼板溶接部のエリクセン
値が８．慣臘以上となるためにはＭｎ量と（Ｄ＋１Ｎ］
）量の適正なバランスが必要なことがわかり、その関係
を図示すると第５図の斜線領域となる。
また、上記の（Ｄ＋［Ｎ］）量と適正Ｍｎ量との関係は
この発明で限定したＣｒおよびＴ１各含有量には影響さ
れず同一である。したがって、溶接部のしん性および加
工性を有効に向上せしめるためのＭｎ量の上限および下
限は７０Ｘ（［０）＋［ＮＩ）−０．１５≦（Ｍｎ）（
％）＜７０Ｘ（（Ｃ］＋［Ｎｌ）＋０．１５なる式をも
って規定される。
この発明で限定したＣｒおよびＴ１各含有量には影響さ
れず同一である。したがって、溶接部のしん性および加
工性を有効に向上せしめるためのＭｎ量の上限および下
限は７０Ｘ（［０）＋［ＮＩ）−０．１５≦（Ｍｎ）（
％）＜７０Ｘ（（Ｃ］＋［Ｎｌ）＋０．１５なる式をも
って規定される。
Ｓｉはステンレス鋼の精錬時？と不可避的に混入する元
素である。
素である。
Ｓｉ量が増大すると溶着鋼の湯流れが良好となる反面、
溶接部のしん性が若干劣化するが、この発明の目的を達
成するためにはこれを特に低める必要はないのでＪＩＳ
に規定されている通常のフライト系ステンレス鋼と同様
に１．０％以下に制限すればよい。 ．Ｓは溶接部の
しん性および加工性に対し有害な元素である。
溶接部のしん性が若干劣化するが、この発明の目的を達
成するためにはこれを特に低める必要はないのでＪＩＳ
に規定されている通常のフライト系ステンレス鋼と同様
に１．０％以下に制限すればよい。 ．Ｓは溶接部の
しん性および加工性に対し有害な元素である。
この発明のように超極低炭素・窒素フエライト系ステン
レス鋼においてはＳを０．００７０％超過に含む場合Ｃ
，Ｎを低くしても２ｍｍ厚鋼板のＴＩＧ溶接部の延性−
ぜい性遷移温度は−６０℃以上となりじん性が劣化する
ので、その上限を０．００７０％とする。Ｃｒは耐食性
および耐酸化性を付与するための必須成分である。
レス鋼においてはＳを０．００７０％超過に含む場合Ｃ
，Ｎを低くしても２ｍｍ厚鋼板のＴＩＧ溶接部の延性−
ぜい性遷移温度は−６０℃以上となりじん性が劣化する
ので、その上限を０．００７０％とする。Ｃｒは耐食性
および耐酸化性を付与するための必須成分である。
１０．０％未満では上記両性質とも急激に劣化するが、
一方２０．０％を越えると溶接部のしん性および加工性
が劣化するためＣｒ量の範囲は１０，０〜２０．０％が
実用範囲である。
一方２０．０％を越えると溶接部のしん性および加工性
が劣化するためＣｒ量の範囲は１０，０〜２０．０％が
実用範囲である。
Ｔｉは溶接部のしん性、加工性および耐食性向上に対し
不可欠な元素である。第６図は２．０龍厚および０．７
龍厚鋼板のＴＩＧ溶接部の延性−ぜい性遷移温度および
エリクセン値とＴｉ含有量との関係を示す。図から明ら
かなように０．０５％未満あるいは０．３０％を越える
と溶接部のしん性および加工性が劣化するので、Ｔｉ量
の下限を０．０５％、上限を０．３０％と規定する。０
もまた溶接部のしん性および加工性に対し有害な元素で
ある。
不可欠な元素である。第６図は２．０龍厚および０．７
龍厚鋼板のＴＩＧ溶接部の延性−ぜい性遷移温度および
エリクセン値とＴｉ含有量との関係を示す。図から明ら
かなように０．０５％未満あるいは０．３０％を越える
と溶接部のしん性および加工性が劣化するので、Ｔｉ量
の下限を０．０５％、上限を０．３０％と規定する。０
もまた溶接部のしん性および加工性に対し有害な元素で
ある。
この発明のように超極低炭素になると、溶鋼中で熱力学
的に平衡するＯが著しく増大するので適切な手段で脱酸
を行なう必要があるのはもとより、０が０．００５０％
を越えるとＣ，Ｎを上記のように低くしてもこの発明の
目的を達成し難いため、０の上限は０．００５０％とし
なければならない。 ゛Ｍは通常脱酸剤として使
用されている元素であって、０を０．００５０％以下に
低減させるのに不可欠であり、そのためには上限を０．
１０％とする適切な量の添加が必要である。
的に平衡するＯが著しく増大するので適切な手段で脱酸
を行なう必要があるのはもとより、０が０．００５０％
を越えるとＣ，Ｎを上記のように低くしてもこの発明の
目的を達成し難いため、０の上限は０．００５０％とし
なければならない。 ゛Ｍは通常脱酸剤として使
用されている元素であって、０を０．００５０％以下に
低減させるのに不可欠であり、そのためには上限を０．
１０％とする適切な量の添加が必要である。
０．１０％を越えて添加しても上記目的に対しての効果
は飽和し、経済上不利となる。
は飽和し、経済上不利となる。
最後にＭＯは耐食性さくに耐孔食性および耐隙間腐食性
をさらに向上させる必要がある際に適切有効な元素であ
る。
をさらに向上させる必要がある際に適切有効な元素であ
る。
したがって弱腐食環境下で使用する場合は必ずしもＭＯ
を添加する必要はないが、Ｃｌイオンを含むような苛酷
な腐食環境下で使用する場合はＭＯを添加すれば耐孔食
ならびに耐隙間腐食性を有利に改善すると吉ができる。
しかし４０％を越えて添加してもその効果はほとんど飽
和しコスト上昇を招くのみなのでＭＯの上限を４．０％
と定め、これ以下の範囲で使用環境に適する量を必要に
応じて添加すればよい。この発明において上に説明した
主要成分の他、不純物として鋼組成中に含有される元素
の中の主たるものとして、Ｐは通常ＪＩＳ？こおけるき
同様に０．０４０％以下、また製鋼原料から混入するＮ
ｉは０．５％以下が許容される。
を添加する必要はないが、Ｃｌイオンを含むような苛酷
な腐食環境下で使用する場合はＭＯを添加すれば耐孔食
ならびに耐隙間腐食性を有利に改善すると吉ができる。
しかし４０％を越えて添加してもその効果はほとんど飽
和しコスト上昇を招くのみなのでＭＯの上限を４．０％
と定め、これ以下の範囲で使用環境に適する量を必要に
応じて添加すればよい。この発明において上に説明した
主要成分の他、不純物として鋼組成中に含有される元素
の中の主たるものとして、Ｐは通常ＪＩＳ？こおけるき
同様に０．０４０％以下、また製鋼原料から混入するＮ
ｉは０．５％以下が許容される。
以下に本発明の実施例について述べる。
第１表に示す／１６１〜１３までの各成分の鋼を１０ｋ
ｇ高周波小型溶解炉で溶製し、これらの公知の条件で熱
間圧延を行ない４ｍ一の熱延板を作製した。
ｇ高周波小型溶解炉で溶製し、これらの公知の条件で熱
間圧延を行ない４ｍ一の熱延板を作製した。
その後９００℃Ｘ５ｍｉｎ焼鈍したのち冷延、仕上げ焼
鈍（８５０℃Ｘ３ｍｉｎＡＣ）を行ない０．７龍および
２．０龍厚の冷延焼鈍板を作製した。溶接部の衝撃試験
は上記の２ｍｍ厚の冷延焼鈍板を幅９０ｍｍＸ長さ３０
０ｍｍの寸法に切断し、突合せ継手によるＴＩＧ溶接を
行った。この場合の溶接条件は、溶接電流８５Ａ、溶接
電圧１０Ｖ、速度１５０ｗｎ／Ｍｉｎ｝−チからのシー
ルドＡｒガス１５１／ＭｉｎｓバンクシールドＡｒガス
７ １１／ＭｉｎｓＷ電極１．６ｍｉφである。溶接後
、溶接部の余盛を除去せず溶着鋼に切欠を入れたＪＩＳ
Ｚ２２Ｏ２の４号衝撃試験片を作製し、シャルピ一衝撃
試験を行なった。
鈍（８５０℃Ｘ３ｍｉｎＡＣ）を行ない０．７龍および
２．０龍厚の冷延焼鈍板を作製した。溶接部の衝撃試験
は上記の２ｍｍ厚の冷延焼鈍板を幅９０ｍｍＸ長さ３０
０ｍｍの寸法に切断し、突合せ継手によるＴＩＧ溶接を
行った。この場合の溶接条件は、溶接電流８５Ａ、溶接
電圧１０Ｖ、速度１５０ｗｎ／Ｍｉｎ｝−チからのシー
ルドＡｒガス１５１／ＭｉｎｓバンクシールドＡｒガス
７ １１／ＭｉｎｓＷ電極１．６ｍｉφである。溶接後
、溶接部の余盛を除去せず溶着鋼に切欠を入れたＪＩＳ
Ｚ２２Ｏ２の４号衝撃試験片を作製し、シャルピ一衝撃
試験を行なった。
また溶接部のエリクセン試験片は０．７ｍｍ厚の冷延焼
鈍板を幅４５龍×長さ３００ｙｒｔｍの寸法に切断し、
これらの２枚の板を、溶接電流４０Ａ、溶接電圧８Ｖ，
速度３５０ｍｍ／Ｍｉｎ、トーチからのシールドＡｒガ
ス１５１ｊ／Ｍｉｎ，バックシールドＡｒガス７ ｌ／
Ｍｉｎ，Ｗ電極１６ｍｍφの突合せ溶接にて作製した。
鈍板を幅４５龍×長さ３００ｙｒｔｍの寸法に切断し、
これらの２枚の板を、溶接電流４０Ａ、溶接電圧８Ｖ，
速度３５０ｍｍ／Ｍｉｎ、トーチからのシールドＡｒガ
ス１５１ｊ／Ｍｉｎ，バックシールドＡｒガス７ ｌ／
Ｍｉｎ，Ｗ電極１６ｍｍφの突合せ溶接にて作製した。
なお０．７ｒｕｍ厚の冷延焼鈍板について、ＪＩ８ｌ３
号Ｂ試験片を用い引張試験をあわせ行なった。
号Ｂ試験片を用い引張試験をあわせ行なった。
第２表は２ｍｍ厚のＴＩＧ溶接部のシャルピ一試験およ
びＳｔｒａｕｓｓ腐食試験（ＪＩＳＧＯ５７５）結果を
示す。比較鋼／１６７〜１３のＴＩＧ溶接部の延性一ぜ
い性遷移温度はいずれも−４３〜＋４０℃と高いのに対
し、この発明に従う／１６１〜６は何れも−８０℃以下
でじん性が極めて良好であった。
びＳｔｒａｕｓｓ腐食試験（ＪＩＳＧＯ５７５）結果を
示す。比較鋼／１６７〜１３のＴＩＧ溶接部の延性一ぜ
い性遷移温度はいずれも−４３〜＋４０℃と高いのに対
し、この発明に従う／１６１〜６は何れも−８０℃以下
でじん性が極めて良好であった。
また、この発明による鋼のＴＩＧ溶接部はすべて粒界腐
食感受性をまったく示さず耐食性も良好であった。
食感受性をまったく示さず耐食性も良好であった。
第３表は０、７ｍｍ厚の鋼板の材料特性とその溶接部の
エリクセン値を示す。
エリクセン値を示す。
この発明に従う／１６１〜６鋼の溶接部のエリクセン値
はいずれも９．０ｍｍ以上と加工性が良好であるのに較
べ、比較鋼Ａ７〜１３のそれは低く加工性に劣っていた
。
はいずれも９．０ｍｍ以上と加工性が良好であるのに較
べ、比較鋼Ａ７〜１３のそれは低く加工性に劣っていた
。
また、この発明による鋼板の材料特性は、ＣとＮが極低
なので降伏応力および引張強さがそれぞれ２３および４
２ｋｇ／一となっている。さらにＴ値、ＣＣＶおよびエ
リクセン値もそれぞれ平均でほゾ１．６，２６．５およ
び１０．０ｍｍ程度のように成形性は良好であり、苛酷
な塑性加工に対して十分耐えることができる。かくして
この発明によれば、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｏの各鋼中含有量の適
切な低減の下で有効量のＭｎ＋Ｔｉそして上記の脱酸に
必要なＡｌを含有させることによりＭＯを含みまたは含
まぬＣｒ含有量１０〜２０％級のフエライト系ステンレ
ス鋼の溶接部におけるしん性と加工性を顕著に改善し、
またＭＯを含有させた場合耐食性とくに耐孔食性および
耐隙間腐食性の向上があわせ達成されて、この種含Ｃｒ
又は含、ＭＯおよびＣｒフエライト系ステンレス鋼の用
途を大いに拡張することができる。
なので降伏応力および引張強さがそれぞれ２３および４
２ｋｇ／一となっている。さらにＴ値、ＣＣＶおよびエ
リクセン値もそれぞれ平均でほゾ１．６，２６．５およ
び１０．０ｍｍ程度のように成形性は良好であり、苛酷
な塑性加工に対して十分耐えることができる。かくして
この発明によれば、Ｃ，Ｎ，Ｓ，Ｏの各鋼中含有量の適
切な低減の下で有効量のＭｎ＋Ｔｉそして上記の脱酸に
必要なＡｌを含有させることによりＭＯを含みまたは含
まぬＣｒ含有量１０〜２０％級のフエライト系ステンレ
ス鋼の溶接部におけるしん性と加工性を顕著に改善し、
またＭＯを含有させた場合耐食性とくに耐孔食性および
耐隙間腐食性の向上があわせ達成されて、この種含Ｃｒ
又は含、ＭＯおよびＣｒフエライト系ステンレス鋼の用
途を大いに拡張することができる。
第１図はＴＩＧ溶接部の衝撃特性（２．０ｍｍ厚）なら
びに加工性（０．７ｍｍ厚）とＣ含有量との関係を示す
グラフ、第２図はＴＩＧ溶接部の衝撃特性（２．０ｍｍ
厚）ならびに加工性（０．７ｍｍ厚）とＮ含有誉との関
係を示すグラフ、第３図は種々の（Ｃ＋Ｎ）量を含む鋼
の２．０ｍｍ厚の板のＴＩＧ溶接部の延性一ぜい性遷移
温度とＭＯ含有量との関係を示すグラフ、第４図は種々
の（Ｃ＋Ｎ）量を含む鋼の０．７間厚の板のＴＩＧ溶接
部についてのエリクセン値とＭｎ含有量吉の関係を示す
グラフ、第５図はＴＩＧ溶接部の溶着鋼の遷移温度が−
６０℃以下（２．０ｍｍ厚）およびエリクセン値が８．
５ｙｔｒｒｔ以上（０．７ｍｍ厚）となる（Ｃ十Ｎ）量
とＭｎ量の適正成分領域を示すグラフ、第６図はＴＩＧ
溶接部の衝撃特性（２．０ｉｍ厚）および加工性（０．
７ｍｍ厚）とＴｉ含有量との関係を示すグラフである。
びに加工性（０．７ｍｍ厚）とＣ含有量との関係を示す
グラフ、第２図はＴＩＧ溶接部の衝撃特性（２．０ｍｍ
厚）ならびに加工性（０．７ｍｍ厚）とＮ含有誉との関
係を示すグラフ、第３図は種々の（Ｃ＋Ｎ）量を含む鋼
の２．０ｍｍ厚の板のＴＩＧ溶接部の延性一ぜい性遷移
温度とＭＯ含有量との関係を示すグラフ、第４図は種々
の（Ｃ＋Ｎ）量を含む鋼の０．７間厚の板のＴＩＧ溶接
部についてのエリクセン値とＭｎ含有量吉の関係を示す
グラフ、第５図はＴＩＧ溶接部の溶着鋼の遷移温度が−
６０℃以下（２．０ｍｍ厚）およびエリクセン値が８．
５ｙｔｒｒｔ以上（０．７ｍｍ厚）となる（Ｃ十Ｎ）量
とＭｎ量の適正成分領域を示すグラフ、第６図はＴＩＧ
溶接部の衝撃特性（２．０ｉｍ厚）および加工性（０．
７ｍｍ厚）とＴｉ含有量との関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ：０．００５％以下、Ｎ：０．００７％以
下、Ｓ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下、お
よびＳｉ：１．０％以下を含み、かつＣおよびＮ含有量
の和（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）に応じて下記式で計算される範
囲のＭｎを、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｔｉ：０．
０５〜０．３０％およびＡｌ：０．１０％以下とともに
含有し、残部は実質的にＦｅおよび不可避的に混入する
不純物から成ることを特徴とする溶接部のしん性と加工
性に優れる超極低炭素・窒素フェライト系ステンレス鋼
。 記 ７０×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）−０．１５≦〔Ｍｎ〕（％）
≦７０×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）＋０．１５２重量でＣ：０
．００５％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｓ：０．００
７％以下、Ｏ：０．００５％以下、およびＳｉ：１．０
％以下を含み、かつＣおよびＮ含有量の和（〔Ｃ〕＋〔
Ｎ〕）に応じて下記式で計算される範囲のＭｎを、Ｃｒ
：１０．０〜２０．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％
、Ａｌ：０．１０％以下およびＭｏ：４．０％以下とと
もに含有し、残部は実質的にＦｅおよび不可避的に混入
する不純物から成ることを特徴とする溶接部のじん性と
加工性に優れる超極炭素・窒素フェライト系ステンレス
鋼。 記 ７０×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）−０．１５≦〔Ｍｎ〕（％）
≦７０×（〔Ｃ〕＋〔Ｎ〕）＋０．１５
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1294477A JPS5911659B2 (ja) | 1977-02-10 | 1977-02-10 | 溶接部のじん性と加工性に優れる超極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1294477A JPS5911659B2 (ja) | 1977-02-10 | 1977-02-10 | 溶接部のじん性と加工性に優れる超極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5399025A JPS5399025A (en) | 1978-08-30 |
| JPS5911659B2 true JPS5911659B2 (ja) | 1984-03-16 |
Family
ID=11819384
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1294477A Expired JPS5911659B2 (ja) | 1977-02-10 | 1977-02-10 | 溶接部のじん性と加工性に優れる超極低炭素・窒素フエライト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5911659B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5741352A (en) * | 1980-08-23 | 1982-03-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ferrite steel with superior oxidation resistance at high temperature |
| US4834808A (en) * | 1987-09-08 | 1989-05-30 | Allegheny Ludlum Corporation | Producing a weldable, ferritic stainless steel strip |
| JP3357226B2 (ja) * | 1995-08-14 | 2002-12-16 | 川崎製鉄株式会社 | 耐リジング性と表面性状に優れたＦｅ−Ｃｒ合金 |
| 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 |
-
1977
- 1977-02-10 JP JP1294477A patent/JPS5911659B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5399025A (en) | 1978-08-30 |
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