CN112771193B - 具有改善的焊接部的机械性能的铁素体不锈钢和铁素体不锈钢管 - Google Patents

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Abstract

公开了具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢。所公开的铁素体不锈钢以全部组成的重量的百分比(％)计包含：0.005％至0.02％的C、0.005％至0.02％的N、11.0％至13.0％的Cr、0.16％至0.3％的Ti、0.1％至0.3％的Nb和0.005％至0.05％的Al，剩余部分的Fe和不可避免的杂质，并且其中在焊接之后在{001}方向的织构最大强度为30或更小。

Description

具有改善的焊接部的机械性能的铁素体不锈钢和铁素体不锈 钢管
技术领域
本公开涉及铁素体不锈钢，特别是具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢和铁素体不锈钢管。
背景技术
不锈钢是指通过抑制腐蚀(这是碳钢的弱点)而具有强的耐腐蚀性的钢。通常，不锈钢根据其化学组成或金属组织来分类。根据金属组织，不锈钢可以被分为基于奥氏体的、基于铁素体的、基于马氏体的和基于双相的不锈钢。
其中，铁素体不锈钢因为其在添加比较便宜的合金元素的同时具有优异的耐腐蚀性而被应用于各种行业领域例如家用电器和厨房用具。
特别地，当用作用于排气管、燃料罐或者汽车或两轮车辆的管的材料时，在暴露于排气环境和燃料环境时需要耐腐蚀性和耐热性，以及在冷加工期间的可成形性。
近年来，随着汽车排气***部件变得轻量化且在形状上更复杂，需要改善用于排气***部件的材料的机械性能和可成形性。为此，通过开发铁素体不锈钢的显微组织和织构改善技术，改善钢本身的机械性能和可成形性变得容易。
然而，在当使用铁素体不锈钢作为用于排气管、燃料罐或者汽车或两轮车辆的管的材料时发生的焊接过程中，钢材料在高温下被再加热，因此其失去精细组织和在可成形性方面优异的织构，并且形成非常粗的柱状晶粒。
这种现象在包括熔融区和热影响区的焊接区中更加明显，这导致产品的稳定性劣化。因此，精细控制焊接区的晶粒尺寸对于改善通过焊接制造的产品的机械性能是必不可少的。作为用于使焊接区的组织微小化的手段，已经研究了用于通过TiN控制晶粒粗化的技术和用于通过Ti氧化物在晶粒中生成铁素体的技术并付诸实施。然而，尚未开发出用于控制焊接区的织构以及焊接区显微组织的技术。
发明内容
技术问题
本公开的实施方案旨在通过控制焊接区显微组织和织构来提供具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢和铁素体不锈钢管。
技术方案
根据本公开的一个方面，具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢以全部组成的重量的百分比(％)计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且铁素体不锈钢在焊接之后在{001}方向的织构最大强度为30或更小。
铁素体不锈钢在焊接之后可以包括10个/mm2至100个/mm2的存在于焊接区中的二次相。
二次相可以包括氮化物、氧化物和拉弗斯(Laves)相析出物。
铁素体不锈钢还可以包含以下的至少一者：Mo：1.0％或更少、Ni：1.0％或更少、Cu：1.0％或更少、和B：0.005％或更少。
根据本公开的另一个方面，铁素体不锈钢管包含：基础材料，所述基础材料以全部组成的重量的百分比(％)计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；以及焊接区，所述焊接区在{001}方向的织构最大强度为30或更小。
焊接区可以包括10个/mm2至100个/mm2的二次相。
二次相可以包括氮化物、氧化物和拉弗斯相析出物。
基础材料还可以包含以下的至少一者：Mo：1.0％或更少、Ni：1.0％或更少、Cu：1.0％或更少、和B：0.005％或更少。
焊接区的延性-脆性转变温度(DBTT)可以为-50℃或更低。
有益效果
根据本公开的一个实施方案，可以提供具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢和铁素体不锈钢管。
附图说明
图1是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区织构最大强度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
图2是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区的二次相的分布密度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
具体实施方式
根据本公开的一个实施方案，具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢以全部组成的重量的百分比(％)计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质，并且铁素体不锈钢在焊接之后在{001}方向的织构最大强度为30或更小。
发明实施方式
在下文中，将参照附图详细地描述本公开的实施方案。提供以下实施方案以将本公开的技术概念转达给本领域普通技术人员。然而，本公开不限于这些实施方案，而是可以以另外的形式体现。在附图中，为了使本公开清楚，可以不示出与说明书无关的部分，此外，为了容易理解，组件的尺寸或多或少被放大示出。
此外，当部件“包括”或“包含”要素时，除非存在与其相反的特定描述，否则该部件还可以包括其他要素，不排除其他要素。
除非在上下文中具有明显不同的含义，否则以单数使用的表述涵盖复数的表述。
在下文中，将参照附图详细地描述根据本公开的实施方案。
在不锈钢焊接期间，通过在焊接区快速加热/淬火形成弱的二次相，这可以充当降低韧性的主要因素。焊接区是包括熔融区和热影响区(heat-affected zone，HAZ)的概念。此外，本公开中的二次相是指与不锈钢基础材料不同的相，具体包括诸如氧化物、氮化物和拉弗斯相的析出物。
铁素体不锈钢中在焊接期间可以形成的析出物包括碳化铬(Cr3C2)、氮化铬(CrN)和碳氮化铬(CrCN)。这些析出物消耗铁素体不锈钢基础材料的铬，这导致焊接区耐腐蚀性降低。因此，有必要通过将与铬结合的碳和氮的含量控制得尽可能低来抑制这样的析出物的形成。
此外，诸如σ相和拉弗斯相的析出物可能降低材料的脆性和耐腐蚀性，因此需要抑制其形成。
另一方面，在铁素体不锈钢焊接过程中，由于冷却速率的差异，熔化的金属具有晶体取向的各向异性。即，当熔化的金属凝固时，在优先发生冷却的方向形成柱状晶粒，并且此时，柱状晶体在具有最低界面能的{001}方向生长。
当具有相似取向的晶粒簇集时，应力集中在具有较差的机械性能的簇状物中，这降低铁素体不锈钢的机械性能。因此，在考虑焊接区机械性能时，有必要尽可能无序地得到焊接区的织构。
此外，由于在热影响区中发生晶粒生长，因此焊接区的机械性能可能降低。因此，为了改善焊接区的机械性能，形成精细的等轴晶体组织是重要的。
为了考虑铁素体不锈钢的焊接区的强度和韧性二者，本发明人发现，应控制二次相的分布密度，并且同时，应得到无序的织构。作为实验的结果，本发明人能够得到能够改善焊接区机械性能的焊接区显微组织和织构条件。
根据本公开的一个方面，具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢以全部组成的重量的百分比(％)计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
在下文中，将描述在本公开的实施方案中限制合金组分的含量的数值的原因。在下文中，除非另有说明，否则单位为重量％。
C的含量为0.005％至0.02％。
碳(C)是间隙固溶强化元素并且改善铁素体不锈钢的强度。此外，由于其与钛(Ti)或铌(Nb)结合以形成碳化物来抑制晶粒生长，因此为了使热影响区的晶粒细化，碳是必不可少的元素。因此，在本公开中可以添加0.005％或更多。然而，如果含量过多，则由于在焊接期间形成马氏体相而可能引起脆性，因此可以将上限限制为0.02％。
N的含量为0.005％至0.02％。
氮(N)与碳一样是间隙固溶强化元素并且改善铁素体不锈钢的强度，并且其可以通过与钛(Ti)或铌(Nb)结合而形成氮化物来抑制晶粒生长。此外，由于这样的氮化物在焊接期间充当在熔化的金属的凝固期间的晶粒成核位点，因此其促进具有无序取向的等轴晶粒的形成，并因此可以添加0.005％或更多。然而，如果含量过多，则由于在焊接期间形成马氏体相而可能引起脆性，因此可以将上限限制为0.02％。
Cr的含量为11.0％至13.0％。
铬(Cr)是铁素体稳定化元素并且可以添加至少11.0％以确保不锈钢所需的耐腐蚀性。然而，如果含量过多，则存在制造成本增加并且可成形性差的问题，因此可以将上限限制为13.0％。
Ti的含量为0.16％至0.3％。
钛(Ti)是用于晶粒细化必不可少的元素，因为其通过与间隙元素(例如碳(C)和氮(N))结合而形成碳氮化物来抑制晶粒生长。此外，钛(Ti)与氮(N)或氧(O)结合以形成氮化物和氧化物。这些二次相在焊接期间充当在熔化的金属的凝固期间的晶粒成核位点，并且促进具有无序取向的等轴晶粒的形成，因此，可以添加0.16％或更多的钛。然而，如果含量过多，则导致成本增加，并且由于形成过大数量的夹杂物而难以制造，因此可以将上限限制为0.3％。
Nb的含量为0.1％至0.3％。
铌(Nb)通过与间隙元素(例如碳(C)和氮(N))结合以形成碳氮化物来抑制晶粒生长，因此，可以添加0.1％或更多用于晶粒细化。然而，如果含量过多，则由于这导致成本增加并且通过在焊接过程期间形成拉弗斯析出物而提高了焊接区的脆性，从而降低机械性能，因此可以将上限限制为0.3％。
Al的含量为0.005％至0.05％。
铝(Al)是脱氧必须添加的元素，并且由于其在本公开中形成充当焊接区成核位点的氧化物，因此可以添加多于0.005％。然而，如果含量过多，则焊接期间的焊透率降低并且可焊性降低，因此可以将上限限制为0.05％。
此外，根据本公开的一个实施方案的具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢以重量的百分比(％)计还可以包含以下的至少一者：Mo：1.0％或更少、Ni：1.0％或更少、Cu：1.0％或更少、和B：0.005％或更少。
Mo的含量为1.0％或更少。
可以另外添加钼(Mo)以改善耐腐蚀性，并且如果过量添加钼，则冲击特性劣化，从而增加在加工期间断裂的风险并且增加材料的成本。因此，在本公开中，期望考虑这一点并且将上限限制为1.0％。
Ni的含量为1.0％或更少。
镍(Ni)是改善耐腐蚀性的元素，并且当大量添加时，***而且存在可能产生应力腐蚀开裂的担忧。因此，优选将上限限制为1.0％。
Cu的含量为1.0％或更少。
可以另外添加铜(Cu)以改善耐腐蚀性，并且如果过量添加，则存在可加工性劣化的问题，因此优选将上限限制为1.0％。
B的含量为0.005％或更少。
硼(B)是通过在铸造期间抑制开裂的发生来确保良好的表面品质的有效元素。然而，如果含量过多，则在退火/酸洗过程期间可能在产品表面上形成氮化物(BN)，从而降低表面品质。因此，可以将上限限制为0.005％。
本公开的剩余组分为铁(Fe)。然而，由于来自原材料或周围环境的非预期的杂质可能不可避免地混入常规制造过程中，因此其不可能被排除。由于这些杂质对于制造过程中的任何普通技术人员是已知的，因此在本说明书中没有具体提及所有内容。
在下文中，将详细地描述根据本公开的一个实施方案的具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢的焊接区的织构。
在焊接期间，凝固过程始于铁素体不锈钢基础材料金属的部分熔化区域。在凝固过程期间，形成具有特定优选的取向的柱状晶体显微组织。具体地，柱状晶体组织趋于在{001}方向生长，这由于界面能的各向异性而在可成形性方面是不利的。已知这种柱状晶体组织降低焊接区机械性能。因此，在大多数金属材料的焊接过程期间形成柱状晶体组织是必须控制的因素。
因此，为了改善焊接区的机械性能，有必要抑制具有{001}面的晶粒的形成并且增加具有无序取向的晶粒的体积分数。
在晶体内部产生的具有特定的面和取向的排列被称为织构，并且织构可以通过取向分布函数(orientation distribution function，ODF)来量化。
在本公开中，引入ODF的最大强度作为织构指数。使用电子背散射衍射(ElectronBackscattered Diffraction，EBSD)测量熔融区和热影响区的晶粒，并且由熔融区和热影响区的晶体取向计算ODF。ODF的强度是指与具有完全无序的织构的试样相比取向多少次。即，ODF的最大强度高意味着存在许多具有特定取向的晶粒，而织构最大强度为30或更小意味着特定取向的优先发生受到抑制。
图1是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区织构最大强度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
DBTT是延性至脆性转变温度，并且基于DBTT温度，断裂行为从延性断裂变为脆性断裂，这是在低温条件下加工焊接区时开裂的主要原因。因此，期望DBTT低。
根据本公开的一个实施方案，满足上述合金组成的具有改善的焊接区机械性能的铁素体不锈钢的焊接区织构的最大强度可以为30或更小。
参照图1，可以看出随着焊接区织构最大强度增加，DBTT趋于增加。具体地，在焊接区织构的最大强度为30或更小的情况下，焊接区DBTT值满足-50℃或更低。即，可以看出与比较例相比，焊接区的机械性能得到改善。
为了无序地产生铁素体不锈钢的织构，合金组分和二次相的分布密度是重要的。通常，铁素体不锈钢为在熔化和凝固期间不经历相变的完全单相钢。如果不采取特殊措施，则在熔化和凝固期间产生非常强的{001}织构。这是因为成核晶粒沿着<001>方向生长，这是优选取向。在凝固期间增加每单位面积成核位点的数量使凝固期间的晶粒生长最小化并且降低织构的最大强度。
在焊接期间，熔化的金属中形成的二次相可以在冷却和凝固期间充当成核位点。
当在熔化的金属中形成二次相时，可以通过增加成核位点来使焊接区的组织细化，因此已经进行了通过氧化物冶金和氮化物冶金在熔化的金属中形成二次相的研究。
根据公开的实施方案，可以在组合添加了Ti和Nb的铁素体不锈钢的液相中形成TiN氮化物和Ti-Al-O氧化物。随着液体铁素体不锈钢中形成的氮化物和氧化物的数量增加，焊接区晶粒尺寸减小，并且同时，其促进无序织构产生并且改善焊接区机械性能。
另一方面，为了无序地得到焊接区的织构，有必要增加凝固期间的晶粒成核情况。由于随着在凝固期间过冷(supercooling)的程度增加，容易发生均匀的成核，因此在焊接期间应尽可能快地进行冷却，但这在焊接过程中具有局限性。为了克服该局限性，如上所述，通过在熔化的金属中形成二次相，通过不均匀的成核得到织构的无序。
图2是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区的二次相的分布密度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
参照图2，可以看出随着焊接区二次相的分布密度增加，DBTT趋于增加。具体地，为了获得-50℃或更低的DBTT值，需要100或更小/mm2的二次相分布密度。
以这种方式，为了使满足上述合金组成的铁素体不锈钢焊接区的晶粒细化并且抑制特定取向织构的产生，存在于焊接区中的氮化物或氧化物的分布密度应为10个/mm2或更大。
然而，如果焊接区中存在太多二次相，则引起脆性，因此必须限制其分布密度。特别地，在低温下形成的二次相(例如拉弗斯相)不影响晶粒成核而仅增加脆性，因此应抑制形成。因此，可以将存在于焊接区中的包括氮化物、氧化物和拉弗斯析出物的所有二次相的分布密度限制为100个/mm2或更小。
在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开。
对于下表1所示的各种合金组分范围，通过将锭熔化来制备厚度为200mm的板坯，在1,240℃下加热2小时，然后进行热轧以制备厚度为3mm的热轧钢板。
此后，在通过GTA工艺进行焊接之后，为了评估根据以上实施例和比较例制造的钢板的焊接特性，研究了焊接区的晶粒尺寸、焊接区织构和焊接区冲击能。作为主要的影响因素，对钢水组分和内部二次相的数量、织构以及DBTT进行了研究并在下表1和2中示出。
[表1]
C N Cr Ti Nb Al Mo Ni Cu B
实施例1 0.005 0.009 12.8 0.168 0.146 0.035 0.004 0.06 0.01 0.001
实施例2 0.006 0.007 12.0 0.23 0.145 0.028 0.004 0.07 0.016 0.002
实施例3 0.005 0.009 12.3 0.296 0.165 0.029 0.002 0.13 0.014 0.001
实施例4 0.007 0.009 11.3 0.22 0.123 0.022 0.005 0.07 0.016 0.001
实施例5 0.008 0.009 11.7 0.21 0.22 0.016 0.004 0.06 0.01 0.003
实施例6 0.006 0.009 12.4 0.221 0.29 0.028 0.002 0.05 0.011 0.002
比较例1 0.006 0.007 11.5 0.105 0.164 0.031 0.004 0.06 0.014 0.001
比较例2 0.005 0.008 12.2 0.147 0.174 0.022 0.003 0.06 0.01 0.001
比较例3 0.007 0.009 12.2 0.054 0.031 0.029 0.005 0.1 0.02 0.002
比较例4 0.006 0.007 11.8 0.112 0.48 0.031 0.002 0.08 0.009 0.001
比较例5 0.007 0.009 12.1 0.321 0.456 0.026 0.005 0.06 0.011 0.002
比较例6 0.006 0.009 12.3 0.181 0.35 0.026 0.004 0.07 0.016 0.003
织构使用电子背散射衍射(EBSD)方法测量包括熔融区和热影响区的焊接区的截面的面积(包括总的厚度方向)来测量。通过由EBSD数据计算ODF来量化织构，并使用ODF的最大强度作为织构指数。
此外，对于焊接区的机械性能，通过根据ASTM E 23标准经由夏比冲击试验以20℃的间隔从-60℃至100℃测量冲击能而获得的DBTT在表2中示出。
[表2]
Figure BDA0002994372170000101
图1是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区织构最大强度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
图2是用于示出根据本公开的一个实施方案的铁素体不锈钢的焊接区的二次相的分布密度与延性-脆性转变温度(DBTT)之间的关系的图。
如上所述，为了确保焊接区机械性能，应通过增加具有无序取向的晶粒的体积分数将焊接区织构最大强度控制为30或更小，并且同时，应将焊接区二次相的分布密度控制为10个/mm2至100个/mm2。
参照图1、图2和表2，在以上实施例的情况下，与比较例相比，可以确定通过满足焊接区二次相分布密度和织构最大强度的范围，DBTT值为-50℃或更低。
相反地，在比较例1至3中，Ti含量小于0.16％，使得焊接区的每单位面积(mm2)的氮化物和氧化物的数量小于10，以及焊接区的织构最大强度为30或更大。即，可以确定具有特定优选取向的织构已经强烈产生。
在比较例4中，如在比较例1至3中，不仅Ti含量小于0.16％，而且由于过量添加Nb至0.48％而过量形成拉弗斯析出物，使得焊接区二次相的分布密度超过本公开的上限。
在比较例5和6中，焊接区的每单位面积的氮化物和氧化物的数量为10或更大，以及最大织构强度为20.0或更小，使得获得适合于焊接区机械性能的织构。然而，Nb的含量超过0.3％(其为本公开的上限)，以及焊接区二次相的分布密度超过100个/mm2，这意味着过量形成拉弗斯析出物，导致高的DBTT值。
根据本公开的一个实施方案制造的铁素体不锈钢可以通过经由将焊接区织构最大强度控制为30或更小而得到无序的焊接区织构来改善机械性能。
此外，根据本公开的一个实施方案制造的铁素体不锈钢可以通过将二次相分布密度控制为10个/mm2至100个/mm2来确保韧性以及强度。
在以上描述中，已经描述了本公开的示例性实施方案，但是本公开不限于此。本领域普通技术人员将理解，在不脱离所附权利要求的概念和范围的情况下可以进行各种改变和修改。
工业适用性
由于焊接部的机械性能得到改善，因此根据本公开的铁素体不锈钢可以用作用于排气管、燃料罐或者汽车或两轮车辆的管的材料。

Claims (5)

1.一种具有改善的焊接区的机械性能的铁素体不锈钢，所述铁素体不锈钢以全部组成的重量的百分比％计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁Fe和其他不可避免的杂质，并且
所述铁素体不锈钢在焊接之后在{001}方向的织构最大强度为30或更小，
其中所述铁素体不锈钢在焊接之后包括10个/mm2至100个/mm2的存在于所述焊接区中的二次相，以及
其中所述二次相包括氮化物、氧化物和拉弗斯相析出物。
2.根据权利要求1所述的铁素体不锈钢，还包含以下中的至少一者：Mo：1.0％或更少、Ni：1.0％或更少、Cu：1.0％或更少、和B：0.005％或更少。
3.一种铁素体不锈钢管，包含：
基础材料，所述基础材料以全部组成的重量的百分比％计包含：C：0.005％至0.02％、N：0.005％至0.02％、Cr：11.0％至13.0％、Ti：0.16％至0.3％、Nb：0.1％至0.3％、Al：0.005％至0.05％、剩余部分的铁Fe和其他不可避免的杂质，以及
焊接区，所述焊接区在{001}方向的织构最大强度为30或更小，
其中所述焊接区包括10个/mm2至100个/mm2的二次相，以及
其中所述二次相包括氮化物、氧化物和拉弗斯相析出物。
4.根据权利要求3所述的铁素体不锈钢管，其中所述基础材料还包含以下中的至少一者：Mo：1.0％或更少、Ni：1.0％或更少、Cu：1.0％或更少、和B：0.005％或更少。
5.根据权利要求3所述的铁素体不锈钢管，其中所述焊接区的延性-脆性转变温度DBTT为-50℃或更低。
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Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3560032B2 (ja) * 1992-12-21 2004-09-02 住友金属工業株式会社 自動車排気系機器用フェライト系ステンレス鋼
JP3710302B2 (ja) * 1993-04-27 2005-10-26 日新製鋼株式会社 耐高温酸化性およびスケール密着性に優れたフェライト系ステンレス鋼
JPH08120417A (ja) * 1994-10-26 1996-05-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐熱フェライトステンレス鋼
JPH08333656A (ja) * 1995-06-05 1996-12-17 Nippon Steel Corp ベローズ用フェライト系ステンレス鋼管
JP3501882B2 (ja) 1995-07-20 2004-03-02 日新製鋼株式会社 排ガス伝熱部材用フェライト系ステンレス鋼管の製造方法
JPH09316606A (ja) * 1996-05-31 1997-12-09 Nippon Steel Corp 自動車の排気系用フェライト系ステンレス鋼
JP3533548B2 (ja) * 1996-07-12 2004-05-31 日新製鋼株式会社 加工性に優れた耐熱用フェライト系ステンレス鋼パイプ
JP3536567B2 (ja) * 1997-01-24 2004-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性、加工性およびマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼
JP3536568B2 (ja) * 1997-01-24 2004-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 耐熱性および溶接部のマフラー耐食性に優れるエンジン排気部材用フェライト系ステンレス鋼
JPH10298720A (ja) 1997-04-24 1998-11-10 Nippon Steel Corp 深絞り成形後の耐二次加工脆性に優れた高純クロム鋼板
BR9805859A (pt) * 1998-12-30 2000-12-05 Acos Especiais Itabira Acesita Aço inoxidável ferrìtico para fabricação de tubos pelo processo erw-eletric resistence welding.
JP3477113B2 (ja) 1999-06-23 2003-12-10 新日本製鐵株式会社 深絞り成形後の耐二次加工脆性に優れた高純度フェライト系ステンレス鋼板
GC0000233A (en) * 2000-08-07 2006-03-29 Exxonmobil Upstream Res Co Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels
EP1219719B1 (en) * 2000-12-25 2004-09-29 Nisshin Steel Co., Ltd. A ferritic stainless steel sheet good of workability and a manufacturing method thereof
JP4562280B2 (ja) * 2000-12-25 2010-10-13 日新製鋼株式会社 加工性に優れ面内異方性の小さいフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP4400058B2 (ja) * 2003-02-13 2010-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 スピニング加工性に優れたフェライト系ステンレス鋼溶接管
JP4166657B2 (ja) 2003-09-30 2008-10-15 新日鐵住金ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2005264269A (ja) * 2004-03-19 2005-09-29 Nisshin Steel Co Ltd 溶接部の靭性に優れるフェライト系ステンレス鋼
JP2006274436A (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Jfe Steel Kk 部品用の断面形状をもつ曲管用のフェライト系ステンレス鋼板および鋼管
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
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
CA2964055C (en) * 2014-10-31 2020-06-30 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Ferrite-based stainless steel plate, steel pipe, and production method therefor
CA2975977C (en) * 2015-02-10 2020-04-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Inexpensive automobile component and oil feed pipe having excellent salt corrosion resistance
MX2018009402A (es) * 2016-02-02 2018-12-19 Nisshin Steel Co Ltd Chapa de acero inoxidable ferritico que contiene nb laminada en caliente y metodo para producir la misma, y chapa de acero inoxidable ferritico que contiene nb laminada en frio y metodo para producir la misma.
JP6261640B2 (ja) * 2016-03-30 2018-01-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 加工性に優れた排気部品用フェライト系ステンレス鋼板、鋼管およびその製造方法

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