CN102933732B - 焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种能够低价且高效率地生产的、焊接部的耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板及其制造方法。具体而言，以质量%计含有：C：0.01～0.03%、N：0.01～0.03%、Si：0.01～0.40%、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）以上、0.3%以下，并且，限定为V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，而且，以Cr＋2×Si＋4×Ti－2×Ni－Mn－30×（C＋N）表示的F值满足11以下，以Cr＋3×Si＋16×Ti＋Mo＋2×Al－2×Mn－4×（Ni＋Cu）－40×（C＋N）＋20×V表示的FFV值满足9.0以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

Description

焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于作为运输例如煤（coal）、铁矿石（ironore）的货车（铁路货车（railwaywagon））的车身用途材料的、焊接部的耐腐蚀性（corrosionresistance）优异的结构用不锈钢板（structuralstainlesssteelsheet）及其制造方法。
背景技术
运输煤、铁矿石的货车（铁路货车）的车身用途材料多使用不锈钢。由于被采掘出的煤大量含有硫成分（sulfurcontent），因此铁路货车的车身用的材料要求耐硫酸腐蚀性能（sulfatecorrosionresistance）、特别是焊接部的耐晶间腐蚀性（intergranularcorrosionresistance）。
作为兼具耐腐蚀性和焊接性的不锈钢，例如专利文献1中公开了焊接部的韧性优异的含Ti的铁素体系不锈钢。但是，专利文献1的技术中，以使焊接部的组织成为铁素体相（ferritephase）地进行成分设计，因此存在焊接部的韧性（toughness）、耐腐蚀性并不充分这一问题。
对此，专利文献2、3中公开了如下技术：通过控制高温下的相分率，从而在焊接部生成适量的马氏体相（martensiticphase），改善焊接部的加工性（workability）、耐腐蚀性。另外，专利文献4中公开了适于使用二氧化碳气体（carbondioxidegas）的焊接法的不锈钢。另外，本发明人中的一人提出了一种结构用不锈钢板，其中，首先使用可正确预测焊接部的组织的参数（parameter），将成分组成合理化，从而改善了焊接部的耐腐蚀性（专利文献5）。
专利文献1:日本特开平3-249150号公报
专利文献2:日本特开2002-167653号公报
专利文献3:日本特开2009-13431号公报
专利文献4:日本特开2002-30391号公报
专利文献5:日本特开2009-280850号公报
发明内容
然而，这些专利文献2~5中公开的技术中，对于最适成分范围的研究未必充分。尤其这些几乎没有考虑制造性（manufacturability），钢坯阶段（slabstage）的裂纹的发生以及被称之为结疤（scab）的表面缺陷（surfacedefect）的发生显著，难以避免因成品率（yieldratio）下降引起的成本上升（costrise）。
本发明鉴于上述情况而完成，其目的在于提供一种可低价且高效率地生产的、焊接部的耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板。
本发明人中的一人为了解决上述课题而进行了深入研究的结果发现将化学成分、特别是Mn，Ti的含量与各成分的平衡（balance）调整为适当范围，则能够抑制晶粒边界附近的因Cr缺失而引起的晶间腐蚀（intergranularcorrosion），并能够将焊接热影响部（weldedheataffectedzone）形成为以马氏体（martensite）为主体的组织，从而提出了专利文献5所示的参数（F值）。进而，本发明人等基于以上见解，特别是对制造性继续详细研究的结果发现适量含有Al的基础上，将V、Ca、O减少到规定范围以下，并且将作为表示制造性优劣的新参数的FFV值设定为适当的范围，由此能够显著下降钢坯裂纹（slabcrack）和因夹杂物引起的结疤（表面缺陷），从而完成了本发明。
即，本发明提供一种焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板，其特征在于，以质量%计，含有：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）~0.3%（其中，C、N表示这些元素的含量（质量%）），并且，限定为V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，而且，以下式表示的F值和FFV值满足F值≤11、FFV值≤9.0，剩余部分由Fe和F不可避免的杂质构成。
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
其中，这些式中，各元素符号为这些元素的含量（质量%）。
另外，本发明提供一种焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板，其特征在于，在上述成分的基础上，以质量%计，还含有Cu：1.0%以下。
另外，本发明提供一种焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板，其特征在于，在上述成分的基础上，以质量%计，还含有Mo：1.0%以下。
另外，本发明提供一种结构用不锈钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1100~1300℃的温度后，在大于1000℃的温度区域进行热轧，或者，在进行上述热轧后，不对热轧板进行退火或在600~1000℃的温度下进行退火之后实施酸洗，其中，所述热轧包含至少进行1次以上的压下率为30%以上的轧制的热粗轧，
该钢坯具有以下组成，即，以质量%计，含有：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）~0.3%（其中，C、N表示这些元素的含量（质量%）），并且限定为V：0.05%以下、Ca：0.0030%以下、O：0.0080%以下，而且，以下式表示的F值和FFV值满足F值≤11、FFV值≤9.0，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
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
其中，这些式中，各元素符号为这些元素的含量（质量%）。
另外，本发明提供一种焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述成分的基础上，以质量%计，还含有Cu：1.0%以下。
另外，本发明提供一种焊接部耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板的制造方法，其特征在于，在上述成分的基础上，以质量%计，还含有Mo：1.0%以下。
根据本发明，能够获得可低价且高效率地生产的、适于作为运输例如煤、铁矿石的货车（铁路货车）的车身用途材料的、焊接部的耐腐蚀性优异的结构用不锈钢板。
附图说明
图1是表示FFV值与表面缺陷发生率的关系的坐标图。
图2是表示在硫酸-硫酸铜腐蚀试验后的试验片截面焊接热影响部中能确认到深坑状的腐蚀的情况的观察例的光学显微镜照片。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明的成分组成进行说明。以下说明中，%表示质量%。
·C：0.01~0.03%
·N：0.01~0.03%
为了得到作为结构用不锈钢板所需要的强度，C和N均需要含有0.01%以上。另一方面，如果C、N的含量大于0.03%，则Cr碳化物或Cr碳氮化合物变得容易析出，耐腐蚀性，特别是焊接热影响部的耐腐蚀性下降。另外，焊接热影响部固化，韧性也下降。因此，使C和N的含量均为0.01~0.03%的范围。更优选C为0.015~0.025%，N为0.012~0.02%的范围。
·Si：0.10~0.40%
Si为可用作脱氧剂的元素，为了得到该效果，需要含有0.10%以上。另一方面，如果其含量大于0.40%，则使热轧钢板的韧性下降。因此，使Si含量为0.10~0.40%的范围。优选的是下限为0.20%，上限为0.30%。
·Mn：1.5~2.5%
Mn作为脱氧剂，并且是作为用于确保结构用不锈钢板所需要的强度的强化元素有用的元素，也是高温下的奥氏体稳定化元素。另外，本发明中，是将焊接热影响部的微观组织控制为具有所希望的体积率的马氏体组织方面重要的元素。为了发挥这样的作用，其含量必须为1.5%以上。另一方面，含有大于2.5%，则其效果不仅会饱和，含量变得过量而使韧性下降，还使制造工序中的脱鳞性下降，对表面性状带来负面影响，并且合金成本也增大。因此，使Mn的含量为1.5~2.5%的范围。更优选为1.8~2.5%的范围。进一步优选为1.85~2.0%的范围。
·P：0.04%以下
从热加工性的观点出发，优选P越少越好，将其含量可允许的上限值设为0.04%。更优选为0.035%以下。
·S：0.02%以下
从热加工性和耐腐蚀性的观点出发，优选S越少越好，将其含量可允许的上限值设为0.02%。优选为0.005%以下。
·Al：0.05~0.15%
通常为了脱氧而含有Al，但本发明中，发现Al可对制造性，特别是对在钢坯阶段的裂纹发生的抑制有效地起作用，为了发挥这样的功能而适量含有。为了抑制钢坯裂纹的发生，在含有Al的基础上，如后述所述还需要减少V、Ca、O，而且需要使FFV值最优化。通过含有Al而可改善钢坯裂纹的机理尚不明确，但推测是因相分率的合理化和控制夹杂物形态的效果而引起的。为了得到这样的效果，需要含有0.05%以上的Al。另一方面，如果其含量大于0.15%，则生成大型的Al系夹杂物从而成为表面缺陷的原因。因此，使Al的含量为0.05~0.15%的范围。更优选为0.080~0.150%的范围。进一步优选为0.085~0.120%的范围。
·Cr：10~13%
Cr是形成钝化被膜，确保耐腐蚀性，特别是确保焊接热影响部的耐腐蚀性方面所必须的元素，为了得到该效果，需要含有10%以上。另一方面，如果含有Cr大于13%，则不仅成本上升，在焊接部也难以在高温下确保足够的奥氏体相，难以得到焊接后的焊接热影响部所需要的分率的马氏体组织。其结果，导致焊接热影响部的耐晶间腐蚀性的下降。因此，使Cr含量为10~13%的范围。优选为10.5~12.5%。
·Ni：0.5~1.0%
出于确保强度和韧性的目的，含有0.5%以上的Ni。另一方面，Ni为高价的元素，从经济性的观点出发，将其上限设为1.0%。应予说明，Ni与Mn同样地是高温下的奥氏体稳定化元素，在将焊接热影响部的微观组织控制成具有所希望的体积率的马氏体组织的方面是有用的，但本发明中，其效果能够通过添加Mn而充分得到，因此Ni的含量优选为0.5~1.0%的范围。更优选为0.60~1.0%的范围。进一步优选为0.60~0.90%的范围。
·Ti：4×（C＋N）~0.3%
Ti为本发明中用于得到优异的焊接部耐腐蚀性重要的元素，特别是为了提高焊接热影响部的耐晶间腐蚀性所必须的元素。Ti将钢中的C、N作为Ti的碳化物、氮化物或碳氮化合物（以后，将碳化物、氮化物、碳氮化合物这3种进行通称，记为碳氮化合物等）析出固定，具有抑制Cr的碳氮化合物等的生成的效果。本发明中，钢板的焊接热影响部具有由铁素体和马氏体构成的组织，而从耐腐蚀性这一角度出发，在冷却中伴随碳氮化合物等的析出的铁素体相部分上，耐腐蚀性的下降将成为问题。本发明的钢板中，通过含有Ti来解决在焊接时的焊接热影响部上Cr的碳氮化合物等析出，由此在晶粒边界附近发生Cr缺失，特别是在铁素体相部分耐晶间腐蚀性下降的问题。为了发挥这样的效果，需要将Ti的含量设为4×（C＋N）以上（其中，C、N表示这些元素的含量（质量%））。另一方面，超过0.3%而大量含有则其效果不仅饱和，在钢中还析出大量Ti的碳氮化合物等，导致韧性变差。因此，Ti的含量设为4×（C＋N）~0.3%。更优选为0.180~0.230%的范围，有效的是以使Ti的含量同时满足4×（C＋N）以上的方式减少C、N。
本发明中，为了生产率（合格率）、制造性，尤其是为了抑制钢坯阶段产生的裂纹和因夹杂物而产生的结疤（表面缺陷），重要的是按如下减小V、Ca、O。
·V：0.05%以下
V大多作为Cr原料等的杂质而被含有，有时是非原意地含有，但尤其为了抑制钢坯阶段的裂纹的发生，必须严格限定其含量。从上述观点出发，需要将V的含量设为0.05%以下。优选的范围为0.03%以下，进一步优选的范围为小于0.03%。通过使含量为0.01%以下，能够得到更好的裂纹抑制效果，但由于需要进行原料的筛选，因此经济上不利。
·Ca：0.0030%以下
Ca是生成低熔点的夹杂物，特别是会成为因夹杂物引起的表面缺陷的原因。因此，本发明中需要严格限定其含量，将其上限设为0.0030%。Ca含量越低越优选，优选为0.0010%、进一步优选为0.0002%以下，但需要进行原料筛选，因此经济上不利。
·O：0.0080%以下
为了抑制氧化物系夹杂物的生成，确保高生产率，需要降低O的含量，将其上限设为0.0080%。优选为0.0060%以下。
而且，本发明中，通过使以下所示的F值、FFV值设为适当的范围，大幅改善耐腐蚀性、生产率。
·F值≤11
F值以Cr＋2×Si＋4×Ti-2×Ni-Mn-30×（C＋N）表示（其中，各元素符号为这些元素的含量（质量%）），是判断焊接时的焊接热影响部的微观组织（microstructure）的参数，更详细而言是判断马氏体组织的体积率（铁素体组织的残余率）的参数。在如焊接热影响部这样的曝露于高温下的部位中，其一部分***为奥氏体（austenite）（或一部分进一步***为δ铁素体（deltaferrite）），该相在冷却过程中***为马氏体。其比例受铁素体稳定化元素（铁素体生成元素（ferriteformationelements））与奥氏体稳定化元素（奥氏体生成元素（austeniteformationelements））的量的平衡的影响。表示上述F值的式中的系数为正的元素（Cr、Si、Ti）为铁素体稳定化元素，系数为负的元素（Ni，Mn，C，N）为奥氏体稳定化元素。即，F值越大铁素体组织越易残留（铁素体组织的体积率大，即马氏体组织的体积率小），越小铁素体组织越难以残留（铁素体组织的体积率小，即，马氏体组织的体积率大）。
专利文献5中，调查F值与焊接热影响部的马氏体组织的体积率的关系，通过硫酸-硫酸铜腐蚀试验进一步评价焊接热影响部附近的耐腐蚀性，从而实现成分的最优化，而本发明中也与上述专利文献5同样地，为了实现焊接热影响部的耐腐蚀性的提高，将上述F值设为11以下（马氏体体积率：40%以上）。优选F值：10.5以下（马氏体体积率60%以上），进一步优选为10以下。应予说明，从焊接部的耐腐蚀性的观点出发，优选将F值的下限设为5.0以上。进一步优选的范围为6.0以上。
·FFV值≤9.0
FFV值以Cr＋3×Si＋16×Ti＋Mo＋2×Al-2×Mn-4×（Ni＋Cu）-40×（C＋N）＋20×V表示（其中，各元素符号为这些元素的含量（质量%）），是本发明中作为表示制造性的指标新导出的值。该FFV值是考虑了热轧中的相平衡的值，因此进行上述的成分调整，特别是进行Al的含有、V、Ca、O的上限的限定的基础上，减小该值，从而能够显著减少因钢坯阶段的裂纹和夹杂物而引起的表面缺陷的产生。本发明的显著特征是通过实现对F值设计时未考虑的Al量进行考虑的新参数的最优化，从而成功地大幅抑制了因表面缺陷的生成导致的成品率的下降。虽然FFV值的最优化引起的制造性改善的机理尚未完全明确，但通过将FFV值设为9.0以下，从而能够显著改善制造性，因此将FFV值设为9.0以下。优选为8.5以下。应予说明，为了减小FFV值，有效的是减少Cr量，增加C、N量，这样则有可能使耐腐蚀性下降。因此，优选将FFV值的下限设为5.0以上。进一步优选的范围为6.0以上。
以热轧板或热轧退火板的状态被使用的本发明钢板中，为了减少表面缺陷，重要的是控制钢坯阶段的裂纹和夹杂物。表面缺陷的发生不仅使成品率大幅下降，裂纹、结疤这部分的表观变差，还会成为锈产生的起点，因此作为产品出厂时必须切除对象部分。应予说明，上述FFV值的式中含有Mo、V、Cu，但也有钢中不含有这些的情况，在不含有这些时，将其中的不含有的成分设为0%来计算FFV值。
图1表示FFV值与表面缺陷发生率的关系。对于缺陷的发生率而言，可知通过将相对于钢卷全长由缺陷发生的部分的长度计算得到的FFV值设为9.0以下的适当的范围，从而能够显著抑制表面缺陷的发生。
本发明中，除上述成分以外，可以根据需要，在以下范围含有Cu。
·Cu：1.0%以下
Cu是提高耐腐蚀性的元素，特别是使缝隙腐蚀（crevicecorrosion）减少的元素。因此，可在要求高耐腐蚀性的情况下添加。但是，如果含有大于1.0%，则热加工性（hotworkability）下降，并且高温下的相平衡被打破，在焊接热影响部难以得到所希望的组织。因此，含有Cu的情况下，将其上限设为1.0%。为了充分发挥提高耐腐蚀性效果，有效的是含有0.3%以上。更优选的范围为0.3~0.5%。
·Mo：1.0%以下
Mo是提高耐腐蚀性的元素，特别是在要求高耐腐蚀性的情况下可添加。但是，如果含有大于1.0%，则冷加工性下降，并且引起热轧下的表面粗糙化，表面品质极端下降。因此，含有Mo的情况下，将其上限设为1.0%。为了充分发挥耐腐蚀性，有效的是含有0.03%以上。更优选范围为0.1~1.0%。
本发明中，除了如上所述地通过含有1.0%以下的Cu、Mo而改善耐腐蚀性，还可以根据以往的知识含有其他元素，例如通过含有0.005%以下的B而改善延展性等，而在该情况下考虑高温下的相平衡同样重要。应予说明，Nb为强稳定元素，与C、N结合而大幅破坏相平衡，因此本发明中不添加。应予说明，以上规定的元素以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
对于本发明的钢板，为了实现提高焊接热影响部的耐腐蚀性，通过将上述F值设为11以下，从而使焊接热影响部的马氏体体积率为40%以上。进一步优选将F值设为10.5以下，由此使焊接热影响部的马氏体体积率成为60%以上。进一步优选为10以下，此时的马氏体体积率为80%以上。另外，本发明的钢板中，母材部以体积率计50%以上为铁素体组织。剩余部分的组织，特别是在热轧的原样的状态下，存在马氏体相和残余γ相，一部分含有碳氮化合物等的组织。特别是如后面所述的设为适当的组成范围并在适当的退火条件下实施热轧板退火后的热轧退火板的组织时以体积率计几乎100%具有铁素体相组织，加工性非常优异。
接下来，对本发明的不锈钢板的制造方法进行说明。
本发明的不锈钢板的制造方法根据常规方法进行即可，没有特别限定，但作为可高效率制造的方法，推荐以下方法：将熔炼成上述成分组成的钢通过连续铸造等而制成钢坯后，制成热轧钢卷，根据需要对其进行退火后，进行除鳞（descaling）（喷丸（shotblasting）、酸洗（pickling）等），制成本发明的不锈钢板。
以下，进行详细说明。
首先，利用转炉（steelconverter）或电炉（electricfurnace）等通常使用的公知的熔炼炉对调整为本发明的成分组成的钢水进行熔炼，然后，利用真空脱气（RH法）、VOD（VacuumOxygenDecarburization）法、AOD（ArgonOxygenDecarburization）法等公知的精炼方法进行精炼，接着，利用连续铸造法（continuouscasting）或铸锭-开坯法制成钢坯（钢素材）。从生产率及品质的观点出发，铸造法优选连续铸造。另外，为了确保后述的利用热粗轧的压下率，优选将钢坯厚设为100mm以上。更优选的范围为200mm以上。
接着，将钢坯加热至1100~1300℃的温度后，进行热轧制成热轧钢板。为了防止热轧板的表面粗糙化（surfaceroughnessresistance）和提高冷轧退火后的抗皱特性（anti-ridgingpropertyorridgingproperty），钢坯加热温度越高越优选，但大于1300℃，则钢坯下垂（slabsag）显著，并且晶粒粗大化从而使热轧板的韧性下降。另一方面，如果为小于1100℃的加热温度，则热轧中的负载增高，热轧中的表面粗糙化变得显著，并且热轧中的再结晶（recrystallization）变得不充分，热轧板的韧性仍会下降。
优选热粗轧的工序是在大于1000℃的温度区域，将压下率为30%以上的轧制至少进行1次以上。通过在该强压下进行轧制，从而使钢板的结晶组织细微化，提高韧性。热粗轧后，根据常法（通常的热精轧的条件），进行热精轧。
通过热轧制造的板厚2.0~8.0mm左右的热轧板可直接用作结构材料，或者，不经退火而进行酸洗后用作结构材料。对于热轧板，可以在600~1000℃的温度下对热轧板进行退火之后实施酸洗。热轧板的退火温度如果小于600℃，则有时仍会残留热轧的原样状态下可能存在的马氏体相、残余γ相，铁素体组织以体积率计将成为小于50%，无法获得充分的加工性。另一方面，如果大于1000℃，则晶粒的粗大化显著，韧性下降。热轧板的退火优选通过所谓的箱内退火（boxannealing）在规定的600~1000℃的温度下保持1小时以上。另外，如果退火温度过高，则有时到达产生γ***的温度，因而不优选。因此，需要将组成调整为适当的范围且选择对应该组成的适当的温度范围。在本发明钢的组成范围中，大致设为600~900℃的退火温度的情况下，以体积率计，几乎100%成为铁素体相，因而优选该温度范围。
本发明的不锈钢板的焊接中，TIG焊接、MIG焊接为代表的电弧焊（arcwelding）、缝焊（seamwelding）、点焊（spotwelding）等电阻焊接、激光焊接（laserwelding）等通常的焊接方法均可使用。
实施例
利用转炉-VOD-连续铸造法将具有表1所示的成分组成的不锈钢制成200mm厚的钢坯。将这些钢坯加热至1180℃的温度后，通过热轧制成板厚5.0mm的卷材状的热轧板。热轧结束温度为900℃，热轧后的卷绕温度为700℃。对得到的热轧钢板在690℃进行10小时的退火后，进行喷丸及酸洗，除去鳞（氧化膜）。
从这些除去了鳞后的钢板中切出平板试样（flatplatesample），组装由下板和垂直板构成的T型试验体，进行两侧一层的角焊接（bothsideonepassfilletwelding）（气体金属电弧焊（gasmetalarcwelding），保护气体（shieldinggas）：98容量%Ar-2容量%O2，流量：20升／分钟），制成三个角焊接试验片。焊接棒使用株式会社神户制钢所公司制MGS-309LS，热输入量为0.4~0.8kJ／mm的范围。
从这些角焊接试验片的角焊接部采取腐蚀试验片，进行硫酸-硫酸铜腐蚀试验（基于ASTMA262practiceE以及ASTMA763practiceZ的ModifiedStrausstest、试验溶液为Cu／6%CuSO4／0.5%H2SO4，将端面研磨了的试验片在该沸腾液中浸渍20小时），观察焊接热影响部附近的腐蚀状况。
图2是表示硫酸-硫酸铜腐蚀试验后的试验片截面的观察例的光学显微镜照片。如该照片所示，对焊接热影响部的评价如下，即，将能确认到晶间腐蚀，进而能看到非常深的坑状的腐蚀的情况评价为C，能确认到少许腐蚀的情况评价为B，在光学显微镜的观察中没有确认到腐蚀的情况评价为A。另外，对热轧退火板酸洗后的表面状态在整个全长上进行了观察。将相对于全长的、能够观察到因钢坯裂纹或夹杂物引起的表面缺陷的长度的比例作为指标，将发生缺陷的比例为3%以下评价为a，大于3%且小于等于30%评价为b，大于30%评价为c。将这些结果示于表2。
其结果，在本发明的范围内的作为本发明例的No.1~5、10~13、15中，焊接部的耐腐蚀性良好，且表面状态也极为良好。与此相对，在F值脱离本发明范围的作为比较例的No.9和14中，在焊接热影响部的马氏体生成量少，因此耐晶间腐蚀性明显差。另外，在Si高于本发明的范围且Al低于本发明的范围的作为比较例的No.6以及FFV值脱离本发明的范围的作为比较例的No.7、8、9及14中，在热轧退火后的表面观察中，能大量观察到钢坯起因裂纹、夹杂物起因结疤。
本发明钢能够以热轧板或热轧退火板的状态使用，因此，结疤的产生会使成品率大幅下降。这是由于结疤部不仅使表观变差，也会成为发生锈的起点，因此作为产品出厂时必须切除对象部分。

Claims (6)

1.一种结构用不锈钢板，其特征在于，以质量％计，含有：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)～0.3％，其中，C、N表示这些元素的以质量％计的含量，
并且，限定为V：0.05％以下、Ca：0.0030％以下、O：0.0080％以下，
而且，以下式表示的F值和FFV值满足F值≤11、5.0≤FFV值≤9.0，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，母材部以体积率计50％以上为铁素体组织，
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
其中，这些式中，各元素符号为这些元素的以质量％计的含量。
2.一种结构用不锈钢板，其中，在权利要求1的成分的基础上，以质量％计，还含有Cu：1.0％以下。
3.一种结构用不锈钢板，其中，在权利要求1或2的成分的基础上，以质量％计，还含有Mo：1.0％以下。
4.一种结构用不锈钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1100～1300℃的温度后，在超过1000℃的温度区域进行热轧，或者，在进行所述热轧后，不对热轧板进行退火或在600～1000℃的温度下进行退火之后实施酸洗，其中，所述热轧包含至少进行1次以上的压下率为30％以上的轧制的热粗轧，
所述钢坯具有以下组成，即，以质量％计，含有：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)～0.3％，其中，C、N表示这些元素的以质量％计的含量，
并且，限定为V：0.05％以下、Ca：0.0030％以下、O：0.0080％以下，
而且，以下式表示的F值和FFV值满足F值≤11、5.0≤FFV值≤9.0，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，母材部以体积率计50％以上为铁素体组织，
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
其中，这些式中，各元素符号为这些元素的以质量％计的含量。
5.一种结构用不锈钢板的制造方法，其中，在权利要求4的钢坯的成分的基础上，以质量％计，还含有Cu：1.0％以下。
6.一种结构用不锈钢板的制造方法，其中，在权利要求4或5的钢坯的成分的基础上，以质量％计，还含有Mo：1.0％以下。
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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

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1826202A (zh) * 2003-09-05 2006-08-30 住友金属工业株式会社 耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物

Family Cites Families (14)

* 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
EP1314791B1 (en) * 2000-08-31 2011-07-13 JFE Steel Corporation Low carbon martensitic stainless steel and method for production thereof
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
AR045073A1 (es) * 2003-07-22 2005-10-12 Sumitomo Chemical Co Acero inoxidable martensitico
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

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1826202A (zh) * 2003-09-05 2006-08-30 住友金属工业株式会社 耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物

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