JP3508520B2 - 溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼 - Google Patents
溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温部材に用いて
好適であり、高温疲労特性、とくに溶接部の高温疲労特
性に優れたCr含有フェライト鋼に関するものである。
好適であり、高温疲労特性、とくに溶接部の高温疲労特
性に優れたCr含有フェライト鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の排気系部材、発電プラントの排
気ダクト部材、石油燃焼機器の部材などの高温で使用さ
れる部材にはフェライト系ステンレス鋼が使用されてい
る。この理由として、フェライト系ステンレス鋼がオー
ステナイト系ステンレス鋼よりも安価であること、熱膨
張係数が小さくて熱疲労特性に優れていることなどが挙
げられる。ここに、高温疲労特性は、 (1)耐久性の向
上、 (2)板厚減による軽量化等のうえから、高温部材に
とって重要な特性である。
気ダクト部材、石油燃焼機器の部材などの高温で使用さ
れる部材にはフェライト系ステンレス鋼が使用されてい
る。この理由として、フェライト系ステンレス鋼がオー
ステナイト系ステンレス鋼よりも安価であること、熱膨
張係数が小さくて熱疲労特性に優れていることなどが挙
げられる。ここに、高温疲労特性は、 (1)耐久性の向
上、 (2)板厚減による軽量化等のうえから、高温部材に
とって重要な特性である。
【０００３】ところで、従来からも、高温での機械特性
を向上させるための試みが幾つか行われており、例え
ば、特開平8-291374号公報には、母材部の高温疲労特性
を向上させるための技術が、また、特開平9-118961号公
報には、使用中の高温強度の低下を抑制するための技術
が、それぞれ開示されている。
を向上させるための試みが幾つか行われており、例え
ば、特開平8-291374号公報には、母材部の高温疲労特性
を向上させるための技術が、また、特開平9-118961号公
報には、使用中の高温強度の低下を抑制するための技術
が、それぞれ開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
の従来技術は、いずれも母材部のみの耐久性を改善する
ためには有効であるものの、多くの溶接構造部材で必要
となる溶接部の特性向上に応えるものではなかった。と
いうのは、上記溶接部の中でも、ボンド部は、溶加材の
適正化によって、高強度化は可能であるが、溶接熱影響
部については、高温強度の低化は避けられないのが現実
であった。例えば、従来のフェライト系ステンレス鋼で
は、図１に示すように、母材と溶接熱影響部相当材の60
0 ℃における高温疲労特性を比較したとき、溶接熱影響
部の106 サイクル寿命時の疲労限が母材のそれの60％程
度にまで低下している。ここに、溶接熱影響部相当材と
は、溶接熱影響部の組織をシミュレートするため、115O
℃で１分間焼鈍処理したものである（以下、同じ）。な
お、疲労特性は、使用中に起こる高温強度の経時的低下
をも加味した結果を示し、製品使用時の総合的な特性を
表現していると考えられので、高温で長時間使用する材
料の評価に適したものである。
の従来技術は、いずれも母材部のみの耐久性を改善する
ためには有効であるものの、多くの溶接構造部材で必要
となる溶接部の特性向上に応えるものではなかった。と
いうのは、上記溶接部の中でも、ボンド部は、溶加材の
適正化によって、高強度化は可能であるが、溶接熱影響
部については、高温強度の低化は避けられないのが現実
であった。例えば、従来のフェライト系ステンレス鋼で
は、図１に示すように、母材と溶接熱影響部相当材の60
0 ℃における高温疲労特性を比較したとき、溶接熱影響
部の106 サイクル寿命時の疲労限が母材のそれの60％程
度にまで低下している。ここに、溶接熱影響部相当材と
は、溶接熱影響部の組織をシミュレートするため、115O
℃で１分間焼鈍処理したものである（以下、同じ）。な
お、疲労特性は、使用中に起こる高温強度の経時的低下
をも加味した結果を示し、製品使用時の総合的な特性を
表現していると考えられので、高温で長時間使用する材
料の評価に適したものである。
【０００５】このように、フェライト系ステンレス鋼に
溶接加工を施した製品には、溶接部とくに溶接熱影響部
の高温疲労特性が必要であるのにもかかわらず、従来材
においては、溶接部の特性が母材のそれよりも著しく劣
り、実用に耐える十分な特性を具えていなかった。その
上、従来材では延性で代表される加工性が十分ではない
という問題もあった。そこで、本発明の目的は、上記既
知技術が抱えていた問題を解決し、溶接部とくに溶接熱
影響部の高温疲労特性に優れるCr含有フェライト鋼を提
案することにある。また、本発明の他の目的は、かかる
溶接熱影響部の高温疲労特性に加えて加工性にも優れる
Cr含有フェライト鋼を提案することにある。
溶接加工を施した製品には、溶接部とくに溶接熱影響部
の高温疲労特性が必要であるのにもかかわらず、従来材
においては、溶接部の特性が母材のそれよりも著しく劣
り、実用に耐える十分な特性を具えていなかった。その
上、従来材では延性で代表される加工性が十分ではない
という問題もあった。そこで、本発明の目的は、上記既
知技術が抱えていた問題を解決し、溶接部とくに溶接熱
影響部の高温疲労特性に優れるCr含有フェライト鋼を提
案することにある。また、本発明の他の目的は、かかる
溶接熱影響部の高温疲労特性に加えて加工性にも優れる
Cr含有フェライト鋼を提案することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上掲の目的
の実現に向けて、溶接熱影響部の高温疲労特性（高温疲
労強度）におよぼす各種成分の影響について詳細な検討
を行った。その結果、前記特性に対して、全酸素量（従
来、特に断らないかぎり「Ｏ」として扱っていたもの）
のほか、Al2O3 として存在する酸素量が互いに大きな影
響を及ぼしていることを見いだし、本発明を完成するに
至った。
の実現に向けて、溶接熱影響部の高温疲労特性（高温疲
労強度）におよぼす各種成分の影響について詳細な検討
を行った。その結果、前記特性に対して、全酸素量（従
来、特に断らないかぎり「Ｏ」として扱っていたもの）
のほか、Al2O3 として存在する酸素量が互いに大きな影
響を及ぼしていることを見いだし、本発明を完成するに
至った。
【０００７】すなわち、本発明は下記の構成を要旨とす
るものである。 (1) Ｃ：0.03wt％以下、Si：3.0wt％以下、Mn：0.58wt
％以下、Ｐ：0.06wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Cr：1.
0〜20.0wt％、Al：0.05wt％以下、Ｎ：0.030wt％以下、
Ｂ：0.0002〜0.005wt％、Nb：1.0wt％以下、Ｏ：0.015
−(48/54)×insol.Al wt％以下を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の高
温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。
るものである。 (1) Ｃ：0.03wt％以下、Si：3.0wt％以下、Mn：0.58wt
％以下、Ｐ：0.06wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、Cr：1.
0〜20.0wt％、Al：0.05wt％以下、Ｎ：0.030wt％以下、
Ｂ：0.0002〜0.005wt％、Nb：1.0wt％以下、Ｏ：0.015
−(48/54)×insol.Al wt％以下を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の高
温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。
【０００８】
【０００９】
【００１０】(2) 上記(1)に記載の鋼において、さらに
Co：1.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下、Mo：3.0wt％以
下、Ni：2.0wt％以下のうちから選ばれるいずれか１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする溶接部の高温疲労特性に優
れたCr含有フェライト鋼。
Co：1.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下、Mo：3.0wt％以
下、Ni：2.0wt％以下のうちから選ばれるいずれか１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする溶接部の高温疲労特性に優
れたCr含有フェライト鋼。
【００１１】(3) 上記(1)または(2)に記載の鋼におい
て、さらにCa：0.0003〜0.003wt％を含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部
の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。
て、さらにCa：0.0003〜0.003wt％を含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部
の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。
【００１２】(4) 上記(1)〜(3)のいずれか１項に記載
の鋼において、さらにＲＥＭ：0.001〜0.1wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする溶接部の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト
鋼。
の鋼において、さらにＲＥＭ：0.001〜0.1wt％を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする溶接部の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト
鋼。
【００１３】
【発明の実施の形態】はじめに、本発明において、高温
疲労特性に及ぼす酸素量の影響を調査した実験結果につ
いて説明する。図２は、成分組成がほぼ同じであって、
母材の高温疲労特性が同程度である、0.005 wt％Ｃ−0.
16wt％Si−0.09wt％Mn−0.025 wt％Ｐ−0.004 wt％Ｓ−
11.8wt％Cr−0.010 wt％Al−0.43Nb−0.009 wt％Ｎ−0.
009 wt％Ｏの成分からなる鋼（鋼Ｃ）と、0.005 wt％Ｃ
−0.15wt％Si−0.08wt％Mn−0.024 wt％Ｐ−0.002 wt％
Ｓ−11.2wt％Cr−0.004 wt％Al−0.35Nb−0.007 wt％Ｎ
−0.008 wt％Ｏからなる鋼（鋼１）について、溶接熱影
響部相当材の高温疲労特性として、（溶接熱影響部相当
材の106 サイクル疲労限）／（母材の106 サイクル疲労
限）で定義した疲労強度比を600 ℃で調べた結果であ
る。図２のように、鋼Ｃと鋼１とには疲労強度比に大き
な違いがあった。
疲労特性に及ぼす酸素量の影響を調査した実験結果につ
いて説明する。図２は、成分組成がほぼ同じであって、
母材の高温疲労特性が同程度である、0.005 wt％Ｃ−0.
16wt％Si−0.09wt％Mn−0.025 wt％Ｐ−0.004 wt％Ｓ−
11.8wt％Cr−0.010 wt％Al−0.43Nb−0.009 wt％Ｎ−0.
009 wt％Ｏの成分からなる鋼（鋼Ｃ）と、0.005 wt％Ｃ
−0.15wt％Si−0.08wt％Mn−0.024 wt％Ｐ−0.002 wt％
Ｓ−11.2wt％Cr−0.004 wt％Al−0.35Nb−0.007 wt％Ｎ
−0.008 wt％Ｏからなる鋼（鋼１）について、溶接熱影
響部相当材の高温疲労特性として、（溶接熱影響部相当
材の106 サイクル疲労限）／（母材の106 サイクル疲労
限）で定義した疲労強度比を600 ℃で調べた結果であ
る。図２のように、鋼Ｃと鋼１とには疲労強度比に大き
な違いがあった。
【００１４】そこで、発明者らは、両鋼の疲労強度比
（Ｐ）の相違する原因を追求したところ、両者には鋼中
のAl2O3 量の相違があることがわかった。この点に着目
して、さらに詳細に検討した結果を図３に示す。図３の
ように、疲労強度比を高めるためには、Al2O3 としての
酸素量と全酸素量（Ｏ）との間に、一定の関係が満たさ
れていることが重要であることがわかった。そして、疲
労強度比を高めるためには、Al2O3 としての酸素量を
（48／54）×酸不溶Al(insol Al)で表した場合に、Ｏ≦
0.015 − (48/54)×(insol Al)の関係があれば、溶接熱
影響部でも高温疲労の低下が小さく、母材の疲労限の70
％を超えることを見い出した。
（Ｐ）の相違する原因を追求したところ、両者には鋼中
のAl2O3 量の相違があることがわかった。この点に着目
して、さらに詳細に検討した結果を図３に示す。図３の
ように、疲労強度比を高めるためには、Al2O3 としての
酸素量と全酸素量（Ｏ）との間に、一定の関係が満たさ
れていることが重要であることがわかった。そして、疲
労強度比を高めるためには、Al2O3 としての酸素量を
（48／54）×酸不溶Al(insol Al)で表した場合に、Ｏ≦
0.015 − (48/54)×(insol Al)の関係があれば、溶接熱
影響部でも高温疲労の低下が小さく、母材の疲労限の70
％を超えることを見い出した。
【００１５】このような現象がみられる理由は必ずしも
明確ではないが、以下のように考えられる。溶接熱影響
部では、熱履歴を受けても、粗大なAl2O3 は安定して存
在する。一方、Nb、Ti、Zr、V 、Crの炭化物やNbラーベ
ス相（Nb−Fe金属間化合物）などの多くは、溶接熱影響
部の熱履歴で固溶してしまう。その後、固溶状態のNb、
Ti、Zr、V 、Crが、高温で負荷を受けているとき、炭化
物やNbラーベス相として析出する際に、粗大なAl2O3 が
これら再析出の核になって、結果的に、粗大なAl2O3 表
面に存在しやすくなる。このようにして、溶接熱影響部
では、Nb、Ti、Zr、Crの微細析出物による疲労限向上効
果が働かなくなることが考えられる。これに対し、Al2O
3 量が少ない場合には、溶接熱履歴にさらされた時に多
くの酸化物も溶解し、高温疲労の下で、Nb、Ti、Zr、Cr
などが再析出する際に、それぞれが微細に析出する。そ
してこれら析出物の強化作用によって、溶接熱影響部の
高温疲労特性の低下が少なくなると考えられる。
明確ではないが、以下のように考えられる。溶接熱影響
部では、熱履歴を受けても、粗大なAl2O3 は安定して存
在する。一方、Nb、Ti、Zr、V 、Crの炭化物やNbラーベ
ス相（Nb−Fe金属間化合物）などの多くは、溶接熱影響
部の熱履歴で固溶してしまう。その後、固溶状態のNb、
Ti、Zr、V 、Crが、高温で負荷を受けているとき、炭化
物やNbラーベス相として析出する際に、粗大なAl2O3 が
これら再析出の核になって、結果的に、粗大なAl2O3 表
面に存在しやすくなる。このようにして、溶接熱影響部
では、Nb、Ti、Zr、Crの微細析出物による疲労限向上効
果が働かなくなることが考えられる。これに対し、Al2O
3 量が少ない場合には、溶接熱履歴にさらされた時に多
くの酸化物も溶解し、高温疲労の下で、Nb、Ti、Zr、Cr
などが再析出する際に、それぞれが微細に析出する。そ
してこれら析出物の強化作用によって、溶接熱影響部の
高温疲労特性の低下が少なくなると考えられる。
【００１６】以上のように、溶接熱影響部の高温疲労特
性にとって酸素の存在形態の影響が大きく、とくに溶接
熱影響部が受ける熱履歴でも、安定して存在する粗大な
介在物（Al2O3 ）が疲労限低下に大きな影響を及ぼして
いることが分かった。ただし、このAl2O3 として存在す
る酸素量の影響は、図３で示されるように、全酸素量
（Ｏ）によって変化し、Ｏ量が少ない場合にはAl2O3 と
して存在する酸素量も緩和される。その関係が、Al2O3
として存在する酸素量と全酸素量との関係として、上記
式で表されるものといえる。なお、Al2O3 の分析方法は
後述するとおりである。
性にとって酸素の存在形態の影響が大きく、とくに溶接
熱影響部が受ける熱履歴でも、安定して存在する粗大な
介在物（Al2O3 ）が疲労限低下に大きな影響を及ぼして
いることが分かった。ただし、このAl2O3 として存在す
る酸素量の影響は、図３で示されるように、全酸素量
（Ｏ）によって変化し、Ｏ量が少ない場合にはAl2O3 と
して存在する酸素量も緩和される。その関係が、Al2O3
として存在する酸素量と全酸素量との関係として、上記
式で表されるものといえる。なお、Al2O3 の分析方法は
後述するとおりである。
【００１７】また、発明者らは、加工性の向上にとっ
て、Ｂを添加することが有効であることも知見した。Ｂ
は、一般に、粒界に偏析し、粒界強度を高めることがよ
く知られている。これに対して、本発明の成分組成にお
いて、Ｂは加工性を高め、その効果は、特に比較的低Cr
レベルで顕著であることを知見した。この理由は、粒界
に析出しやすい酸化物が、Ｂ添加によって、粒内にも分
散析出し、加工性が向上したものと考えられる。
て、Ｂを添加することが有効であることも知見した。Ｂ
は、一般に、粒界に偏析し、粒界強度を高めることがよ
く知られている。これに対して、本発明の成分組成にお
いて、Ｂは加工性を高め、その効果は、特に比較的低Cr
レベルで顕著であることを知見した。この理由は、粒界
に析出しやすい酸化物が、Ｂ添加によって、粒内にも分
散析出し、加工性が向上したものと考えられる。
【００１８】次に、本発明において、フェライト鋼の成
分組成を限定した理由について説明する。 Ｃ：0.03wt％以下 Ｃは、靭性および加工性を劣化させる元素であり、0.03
0 wt％を超えると靱性および加工性の劣化が顕著となる
ため、0.03wt％以下とする。なお、靱性および加工性の
上から、Ｃ含有量は低いほどよく、0.010 wt％以下に抑
制するのが望ましい。
分組成を限定した理由について説明する。 Ｃ：0.03wt％以下 Ｃは、靭性および加工性を劣化させる元素であり、0.03
0 wt％を超えると靱性および加工性の劣化が顕著となる
ため、0.03wt％以下とする。なお、靱性および加工性の
上から、Ｃ含有量は低いほどよく、0.010 wt％以下に抑
制するのが望ましい。
【００１９】Si：3.0 wt％以下
Siは、加工性を劣化させる元素であり、3.0 wt％を超え
ると、その影響が顕著になるので、3.0 wt％を上限とす
る。なお、Siの含有量は、好ましくは1.0 wt％以下、よ
り好ましくは、0.20wt％以下である。
ると、その影響が顕著になるので、3.0 wt％を上限とす
る。なお、Siの含有量は、好ましくは1.0 wt％以下、よ
り好ましくは、0.20wt％以下である。
【００２０】Mn：0.58wt％以下
Mnは、脱酸のため添加するが、過剰の添加は粗大なMnＳ
を形成し、耐食性および溶接熱影響部の高温疲労限を低
下させる。このため、Mn量は0.58wt％以下、好ましくは
0.15wt％以下とする。
を形成し、耐食性および溶接熱影響部の高温疲労限を低
下させる。このため、Mn量は0.58wt％以下、好ましくは
0.15wt％以下とする。
【００２１】Ｐ：0.06wt％以下
Ｐは、耐食性に悪影響を及ぼすので少ないほどよいが、
脱Ｐ処理にはコストの上昇を伴う。このため、実生産上
許容しうる0.06wt％を上限とする。
脱Ｐ処理にはコストの上昇を伴う。このため、実生産上
許容しうる0.06wt％を上限とする。
【００２２】Ｓ：0.01wt％以下
Ｓは、耐食性に悪影響を及ぼすので少ないほどよいが、
低Ｓ化処理にはコストの上昇を伴う。このため、実生産
上許容しうる0.01wt％を上限とする。
低Ｓ化処理にはコストの上昇を伴う。このため、実生産
上許容しうる0.01wt％を上限とする。
【００２３】Cr：1.0 〜20.0wt％
Crは、耐食性、耐酸化性の向上、Cr炭化物による強化に
寄与する元素であり、1.0 wt％以上の添加が必要であ
る。しかし、20.0wt％を超えて添加すると、加工性に対
する酸素の悪影響が大きくなり、加工性が低下し、また
コスト高にもなる。このため、Cr添加量の上限は、20.0
wt％、好ましくは17.0wt％、より好ましくは12.0wt％と
する。なお、最も好ましいCr含有量は10.0〜12.0wt％で
ある。
寄与する元素であり、1.0 wt％以上の添加が必要であ
る。しかし、20.0wt％を超えて添加すると、加工性に対
する酸素の悪影響が大きくなり、加工性が低下し、また
コスト高にもなる。このため、Cr添加量の上限は、20.0
wt％、好ましくは17.0wt％、より好ましくは12.0wt％と
する。なお、最も好ましいCr含有量は10.0〜12.0wt％で
ある。
【００２４】Al：0.05wt％以下
Alは、加工性に悪影響をもたらすので少ないほど望まし
いが、0.05wt％までは許容しうるので0.05wt％以下とす
る。
いが、0.05wt％までは許容しうるので0.05wt％以下とす
る。
【００２５】Ｎ：0.030 wt％以下
Ｎは、鋼の靱性および加工性を劣化させる元素である。
0.030 wt％を超えると、その程度が顕著になるので、0.
030 wt％以下、好ましくは0.010 wt％以下とする。
0.030 wt％を超えると、その程度が顕著になるので、0.
030 wt％以下、好ましくは0.010 wt％以下とする。
【００２６】Ｏ：0.015 − (48/54)×insol.Al wt％以
下 酸素は、多くなると酸化物を粗大化させ、溶接熱影響部
の熱履歴を受けた後も安定した酸化物として残り、溶接
熱影響部の高温疲労特性および加工性を劣化させる。溶
接熱影響部の高温疲労特性および加工性の劣化を抑制す
るには、図３で示したように、Ｏ（全酸素）量を0.015
− (48/54)×insol.Al wt％以下に制限する必要があ
る。ここに、insol.Alは酸不溶のAlを意味し、そのほと
んどはAl2O3 であることから、 (48/54)×insol.Alによ
って、Al2O3 として存在する酸素を計算できる。なお、
このinsol.Alは、日本鉄鋼協会の鋼中非金属介在物分析
小委員会による「鋼中酸化物系介在物の抽出分離定量法
に関する研究」（昭和62年１月）に従う測定方法によ
り、酸に溶けないAl量を分析した値である。上記のＯは
加工性に有害であるものの、過度に低減するとことは、
生産性の低下、コスト高、さらに溶接部の溶け込み性の
劣化を招く。これらのことを考慮して、Ｏ量の下限は、
好ましくは0.004 wt％、さらに好ましくは0.006 wt％と
するのがよい。
下 酸素は、多くなると酸化物を粗大化させ、溶接熱影響部
の熱履歴を受けた後も安定した酸化物として残り、溶接
熱影響部の高温疲労特性および加工性を劣化させる。溶
接熱影響部の高温疲労特性および加工性の劣化を抑制す
るには、図３で示したように、Ｏ（全酸素）量を0.015
− (48/54)×insol.Al wt％以下に制限する必要があ
る。ここに、insol.Alは酸不溶のAlを意味し、そのほと
んどはAl2O3 であることから、 (48/54)×insol.Alによ
って、Al2O3 として存在する酸素を計算できる。なお、
このinsol.Alは、日本鉄鋼協会の鋼中非金属介在物分析
小委員会による「鋼中酸化物系介在物の抽出分離定量法
に関する研究」（昭和62年１月）に従う測定方法によ
り、酸に溶けないAl量を分析した値である。上記のＯは
加工性に有害であるものの、過度に低減するとことは、
生産性の低下、コスト高、さらに溶接部の溶け込み性の
劣化を招く。これらのことを考慮して、Ｏ量の下限は、
好ましくは0.004 wt％、さらに好ましくは0.006 wt％と
するのがよい。
【００２７】Ｂ：0.0002〜0.005 wt％
Ｂは、加工性の向上に有効な元素である。この理由は必
ずしも、明らかではないが、Ｂが粒界に偏析し、これ
が、粒界に析出しやすい何らかの酸化物を分散させる作
用により、加工性を向上させるものと考えられる。その
効果は0.0002wt％から現われるが、0.005 wt％を超える
と多量のＢＮが生成し、靱性を劣化させるので、0.0002
〜0.005 wt％、好ましくは0.0003〜0.001 wt％とする。
ずしも、明らかではないが、Ｂが粒界に偏析し、これ
が、粒界に析出しやすい何らかの酸化物を分散させる作
用により、加工性を向上させるものと考えられる。その
効果は0.0002wt％から現われるが、0.005 wt％を超える
と多量のＢＮが生成し、靱性を劣化させるので、0.0002
〜0.005 wt％、好ましくは0.0003〜0.001 wt％とする。
【００２８】Nb：1.0 wt％以下
Nbは、NbＣ、Nbラーベス相として、高温疲労特性向上に
寄与する。しかしながら、1.0 wt％を超えて添加すると
多量のラーベス相が析出し、鋼の室温での強度を著しく
高め、成形性を劣化させる。このため、Nb量は1.0 wt％
以下、好ましくは0.1 〜0.5 wt％、さらに好ましくは0.
2 〜0.4 wt％とする。
寄与する。しかしながら、1.0 wt％を超えて添加すると
多量のラーベス相が析出し、鋼の室温での強度を著しく
高め、成形性を劣化させる。このため、Nb量は1.0 wt％
以下、好ましくは0.1 〜0.5 wt％、さらに好ましくは0.
2 〜0.4 wt％とする。
【００２９】
【００３０】
【００３１】
【００３２】Co：1.0 wt％以下
Coは、溶接熱影響部の靱性向上および高温強度向上に有
効な元素であるが、高価な元素であるので1.0 wt％以下
とする。なお、上記効果を発揮させるためには0.03wt以
上添加するのが望ましい。
効な元素であるが、高価な元素であるので1.0 wt％以下
とする。なお、上記効果を発揮させるためには0.03wt以
上添加するのが望ましい。
【００３３】Cu：2.0 wt％以下
Cuは、耐食性および溶接熱影響部の靱性を向上させるた
め、必要に応じて添加する。その効果は0.05wt％以上の
添加で発揮されるが、多量の添加は加工性を劣化させる
ため、2.0 wt％以下に限定する。なお、望ましい添加範
囲は0.15〜0.30wt％である。
め、必要に応じて添加する。その効果は0.05wt％以上の
添加で発揮されるが、多量の添加は加工性を劣化させる
ため、2.0 wt％以下に限定する。なお、望ましい添加範
囲は0.15〜0.30wt％である。
【００３４】Mo：3.0 wt％以下
Moは、固溶強化作用を有し、高温強度の向上に有効な元
素であるが、高価な元素であり、コスト高を招くので、
3.0 wt％以下に限定する。
素であるが、高価な元素であり、コスト高を招くので、
3.0 wt％以下に限定する。
【００３５】Ni：2.0 wt％以下
Niは、溶接熱影響部の靱性向上に有効な元素であり、そ
の効果は0.6 wt％以上の添加で顕著となるが、多量の添
加はコスト高になるため、2.0 wt％以下にする。
の効果は0.6 wt％以上の添加で顕著となるが、多量の添
加はコスト高になるため、2.0 wt％以下にする。
【００３６】Ca：0.0003〜0.003 wt％
Caは、スラブ鋳造時において、Ti系介在物によるノズル
詰まりを抑制する効果を有し、必要に応じて添加する。
その効果は、0.0003wt％以上の添加で顕れるが、0.003
wt％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでなく、
Caを含む介在物が孔食の起点となり、耐食性を劣化させ
るので、0.003 wt％を上限とする。
詰まりを抑制する効果を有し、必要に応じて添加する。
その効果は、0.0003wt％以上の添加で顕れるが、0.003
wt％を超えて添加しても効果が飽和するばかりでなく、
Caを含む介在物が孔食の起点となり、耐食性を劣化させ
るので、0.003 wt％を上限とする。
【００３７】ＲＥＭ：0.001 〜0.1 wt％
ＲＥＭは、希土類元素, すなわちＹおよびLa, Ce等のラ
ンタノイドの元素群を意味する。0.001 wt％以上で耐酸
化性を向上させる効果を有するが、0.1 wt％以上添加す
ると加工性の劣化が著しくなり、また高価でもあるの
で、0.001 〜0.1wt％に限定する。なお、LaとCeを含ん
だミッシュメタルと言われるものも、ＲＥＭの一種であ
る。ＹおよびLaとCe等のランタノイドの元素群であれ
ば、単独, 複合のいずれの添加であっても耐酸化性向上
に寄与する。
ンタノイドの元素群を意味する。0.001 wt％以上で耐酸
化性を向上させる効果を有するが、0.1 wt％以上添加す
ると加工性の劣化が著しくなり、また高価でもあるの
で、0.001 〜0.1wt％に限定する。なお、LaとCeを含ん
だミッシュメタルと言われるものも、ＲＥＭの一種であ
る。ＹおよびLaとCe等のランタノイドの元素群であれ
ば、単独, 複合のいずれの添加であっても耐酸化性向上
に寄与する。
【００３８】本発明鋼の製造方法は、この種の鋼を製造
する際に用いられる一般的な工程でよい。例えば、所定
の成分組成からなる鋼を転炉、電気炉等の通常の製鋼法
で溶製し、連続鋳造法または造塊法で鋼片とした後、熱
間圧延− (熱延板焼鈍) −酸洗−冷間圧延−仕上げ焼鈍
−酸洗、さらに用途に応じて、冷間圧延−仕上げ焼鈍−
酸洗を繰り返し行う方法によればよい。特に熱延板焼鈍
を省略するプロセスがコスト上有利であり望ましい。た
だし、特にＯ≦0.015 − (48/54)×insol.Alを満足する
ように酸素量をコントロールするためには、例えば、Al
添加を極力抑えることが必要である。それによってinso
l.Alが低く抑えられるため、酸素の上限規制が緩和され
る。しかし、Alは強力な脱酸材であるため、酸素の低下
をSiまたはMn等の他の脱酸材によって補う必要がある。
する際に用いられる一般的な工程でよい。例えば、所定
の成分組成からなる鋼を転炉、電気炉等の通常の製鋼法
で溶製し、連続鋳造法または造塊法で鋼片とした後、熱
間圧延− (熱延板焼鈍) −酸洗−冷間圧延−仕上げ焼鈍
−酸洗、さらに用途に応じて、冷間圧延−仕上げ焼鈍−
酸洗を繰り返し行う方法によればよい。特に熱延板焼鈍
を省略するプロセスがコスト上有利であり望ましい。た
だし、特にＯ≦0.015 − (48/54)×insol.Alを満足する
ように酸素量をコントロールするためには、例えば、Al
添加を極力抑えることが必要である。それによってinso
l.Alが低く抑えられるため、酸素の上限規制が緩和され
る。しかし、Alは強力な脱酸材であるため、酸素の低下
をSiまたはMn等の他の脱酸材によって補う必要がある。
【００３９】
【実施例】表１に示す成分組成の鋼を全酸素量とAl2O3
としての酸素量、すなわち、(48/54) ×insol.Alとの関
係に配慮しつつ溶製し、1150℃に加熱後、板厚５ｍｍま
で熱間圧延し熱延板とした。この熱延板を、酸洗して、
板厚２ｍｍまで冷間圧延し、900 〜950 ℃で仕上げ焼鈍
した。得られた冷延焼鈍板について、以下に示す方法に
より、室温の加工性および600 ℃での高温疲労特性の評
価を行った。
としての酸素量、すなわち、(48/54) ×insol.Alとの関
係に配慮しつつ溶製し、1150℃に加熱後、板厚５ｍｍま
で熱間圧延し熱延板とした。この熱延板を、酸洗して、
板厚２ｍｍまで冷間圧延し、900 〜950 ℃で仕上げ焼鈍
した。得られた冷延焼鈍板について、以下に示す方法に
より、室温の加工性および600 ℃での高温疲労特性の評
価を行った。
【００４０】(1) 室温の加工性
圧延方向に対して、０°、45°、90°方向から、JIS 13
号Ｂの引張試験片（板厚ｍｍ）を採取し、伸びElを次式
により測定した。 El＝（El0 ＋２×El45＋El90）／４ ただし、El0 、El45、El90はそれぞれ圧延方向に対し０
°、45°、90°方向の伸び値である。Elの値が、38％以
上をAA、35％以上38％未満をA 、35％未満をB として評
価した。
号Ｂの引張試験片（板厚ｍｍ）を採取し、伸びElを次式
により測定した。 El＝（El0 ＋２×El45＋El90）／４ ただし、El0 、El45、El90はそれぞれ圧延方向に対し０
°、45°、90°方向の伸び値である。Elの値が、38％以
上をAA、35％以上38％未満をA 、35％未満をB として評
価した。
【００４１】(2) 高温疲労特性
母材のままと、115O℃−１分の熱処理を行った溶接熱影
響部相当材について、600 ℃でシェンク式疲労試験を行
い、106 疲労限を測定した。溶接熱影響部の疲労限が母
材からどの程度劣化しているかを表わすパラメーターと
して、疲労強度比Ｐを次式で求めた。 Ｐ＝（溶接熱影響部相当材の106 サイクル疲労限）／
（母材の106 サイクル疲労限）
響部相当材について、600 ℃でシェンク式疲労試験を行
い、106 疲労限を測定した。溶接熱影響部の疲労限が母
材からどの程度劣化しているかを表わすパラメーターと
して、疲労強度比Ｐを次式で求めた。 Ｐ＝（溶接熱影響部相当材の106 サイクル疲労限）／
（母材の106 サイクル疲労限）
【００４２】得られた試験結果を表１に併せて示す。発
明鋼１〜16は、溶接熱影響部の高温疲労限が母材の70％
を超え、優れた高温疲労特性を示している。その上、優
れた加工性を有している。これに対して、本発明範囲を
外れた比較鋼は、溶接熱影響部の高温疲労限がいずれも
母材の70％以下である。また、加工性も総じて劣ってい
る。
明鋼１〜16は、溶接熱影響部の高温疲労限が母材の70％
を超え、優れた高温疲労特性を示している。その上、優
れた加工性を有している。これに対して、本発明範囲を
外れた比較鋼は、溶接熱影響部の高温疲労限がいずれも
母材の70％以下である。また、加工性も総じて劣ってい
る。
【００４３】
【表１】
【００４４】以上のように、本発明によって得られた鋼
は、低コスト化に必須となる脱酸工程の簡素化を行っ
て、比較的多量の酸素を含んでいても、良好な加工性と
良好な溶接熱影響部の高温疲労特性を兼ね備えている。
は、低コスト化に必須となる脱酸工程の簡素化を行っ
て、比較的多量の酸素を含んでいても、良好な加工性と
良好な溶接熱影響部の高温疲労特性を兼ね備えている。
【００４５】
【発明の効果】上述したように、本発明によれば、溶接
熱影響部の高温疲労特性に優れ、あるいは又さらに、加
工性にも優れた安価な材料を提供することが可能とな
る。従って、本発明は、加工性や溶接性が要求される分
野、例えば、自動車やオートバイの排気系材料、火力発
電システムの排気経路部材、厨房品等の用途に適用し
て、その耐久性の向上に寄与するところ大である。
熱影響部の高温疲労特性に優れ、あるいは又さらに、加
工性にも優れた安価な材料を提供することが可能とな
る。従って、本発明は、加工性や溶接性が要求される分
野、例えば、自動車やオートバイの排気系材料、火力発
電システムの排気経路部材、厨房品等の用途に適用し
て、その耐久性の向上に寄与するところ大である。
【図１】従来鋼の母材および溶接熱影響部相当部材の60
0 ℃における高温疲労特性を示すグラフである。
0 ℃における高温疲労特性を示すグラフである。
【図２】成分が類似した２種の鋼の疲労強度比を比較し
たグラフである。
たグラフである。
【図３】Al2O3 としての酸素量および全酸素量が疲労強
度比に及ぼす影響を示すグラフである。
度比に及ぼす影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平８−170154（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−228715（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−260107（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−228547（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−296249（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−88168（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−43986（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 301
C22C 38/00 302
C22C 38/18
C22C 38/54
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ：0.03wt％以下、Si：3.0wt％以下、M
n：0.58wt％以下、Ｐ：0.06wt％以下、Ｓ：0.01wt％以
下、Cr：1.0〜20.0wt％、Al：0.05wt％以下、Ｎ：0.030
wt％以下、Ｂ：0.0002〜0.005wt％、Nb：1.0wt％以下、
Ｏ：0.015−(48/54)×insol.Al wt％以下を含有し、残
部がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする
溶接部の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。 - 【請求項２】請求項１に記載の鋼において、さらにCo：
1.0wt％以下、Cu：2.0wt％以下、Mo：3.0wt％以下、N
i：2.0wt％以下のうちから選ばれるいずれか１種または
２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする溶接部の高温疲労特性に優れたCr
含有フェライト鋼。 - 【請求項３】請求項１または２に記載の鋼において、さ
らにCa：0.0003〜0.003wt％を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の高温
疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。 - 【請求項４】請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼に
おいて、さらにＲＥＭ：0.001〜0.1wt％を含有し、残部
がFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶
接部の高温疲労特性に優れたCr含有フェライト鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33575497A JP3508520B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33575497A JP3508520B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11172369A JPH11172369A (ja) | 1999-06-29 |
| JP3508520B2 true JP3508520B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=18292097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33575497A Expired - Lifetime JP3508520B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 溶接部の高温疲労特性に優れたＣｒ含有フェライト鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3508520B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6426039B2 (en) | 2000-07-04 | 2002-07-30 | Kawasaki Steel Corporation | Ferritic stainless steel |
| FR2811683B1 (fr) * | 2000-07-12 | 2002-08-30 | Ugine Savoie Imphy | Acier inoxydable ferritique utilisable pour des pieces ferromagnetiques |
| JP4023106B2 (ja) * | 2001-05-09 | 2007-12-19 | 住友金属工業株式会社 | 溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼 |
| FR2832734B1 (fr) * | 2001-11-26 | 2004-10-08 | Usinor | Acier inoxydable ferritique au soufre, utilisable pour des pieces ferromagnetiques |
| EP1323841B1 (en) * | 2001-12-26 | 2008-08-20 | JFE Steel Corporation | Structural vehicle component made of martensitic stainless steel sheet |
| JP5208450B2 (ja) * | 2006-07-04 | 2013-06-12 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 熱疲労特性に優れたＣｒ含有鋼 |
| 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 |
| CN100485077C (zh) * | 2007-06-13 | 2009-05-06 | 陈卫东 | 超薄合金材料软管及其制造方法 |
| JP2012112020A (ja) * | 2010-11-26 | 2012-06-14 | Jfe Steel Corp | 自動車排気系部品用のフェライト系ステンレス鋼板およびフェライト系ステンレス鋼管 |
-
1997
- 1997-12-05 JP JP33575497A patent/JP3508520B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11172369A (ja) | 1999-06-29 |
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