TWI579391B - Production of iron-based stainless steel for welding with Ni-containing welding consumables and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本發明係關於一種在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接時顯示出良好的焊接性，並且耐蝕性優異的肥粒鐵系不銹鋼及其製造方法。
近年從地球環境保護的立場要求汽車進一步提高燃料消耗率或強化廢氣淨化。因此，排熱回收器或EGR(廢氣再循環Exhaust Gas Recirculation)冷卻器於汽車的應用正在增加。
在此，所謂排熱回收器係指將引擎冷卻水的熱量用於供熱，用廢氣的熱量加熱引擎的冷卻水，縮短引擎啟動時的暖機時間，從而提高燃料消耗率的裝置。通常排熱回收器設置在觸媒轉化淨化器和消聲器之間，由組合導管、金屬板、散熱片及側板等的熱交換器部分和入口側‧出口側導管部分構成。一般為了減小背壓阻力，散熱片或金屬板分別使用板厚較薄者(0.1~0.5mm左右)，另外從確保強度的觀點，側板或導管等分別使用板厚較厚者(0.8~1.5mm左右)。另外，廢氣從入口側導管進入熱交換器部分，在此，將其熱量經由散熱片等的傳熱面傳給冷卻水，從出口側導管排出。而且，構成這種排熱回收器的熱交換器部分的金屬板或散熱片的黏合、組裝，主要使用藉由含Ni焊材的焊接。
而且，EGR冷卻器由以下構成：從排氣歧管等吸入廢
氣的導管；將廢氣退回引擎的吸氣側的導管；及將廢氣冷卻的熱交換器。作為具體的構造係成為具有在從排氣歧管使廢氣回流到引擎的吸氣側的路徑上，兼具水流通道和廢氣通道的熱交換器的構造。通過設為這種構造形成以下系統：排氣側的高溫廢氣藉由熱交換器被冷卻，將被冷卻的廢氣回流到吸氣側而使引擎的燃燒溫度降低，抑制高溫下較易生成的NOX。而且，從輕量化、小型化、降低成本等理由，EGR冷卻器的熱交換器部分係將薄板的散熱片和金屬板重疊而構成，此等的黏合、組裝仍然主要使用藉由含Ni焊材的焊接。
如此，從排熱回收器或EGR冷卻器的熱交換器部分係藉由使用含Ni焊材的焊接被黏合、組裝而言，要求此等熱交換器部分所使用的材料有相對於含Ni焊材的良好的焊接性。而且，由於此等熱交換器部分中，高溫廢氣通過，因此亦要求相對於高溫廢氣的耐氧化性。此外，由於廢氣中包含若干氮氧化物(NOX)、硫氧化物(SOX)、碳化氫(HC)，因此此等在熱交換器結露，成為腐蝕性比較強的酸性冷凝水。因此亦要求此等熱交換器部分所使用的材料在常溫下的耐蝕性。尤其在焊接熱處理時成為高溫，因此需要防止晶界的Cr優先與C或N反應、生成Cr空乏層的所謂敏化，來確保耐蝕性。
綜上所述，排熱回收器或EGR冷卻器的熱交換器部分通常使用已降低碳含有量的不易敏化的SUS316L、SUS304L等的沃斯田鐵系不銹鋼。但是，沃斯田鐵系不銹鋼由於大量的含有Ni，因此成本較高；或由於熱膨脹較大，因此如排氣歧管周圍零件，在高溫下激烈震動而接受約束力的使用環境中的疲勞特性、在高溫下的熱疲勞特性較低的方面存在問題。
於是，有在排熱回收器或EGR冷卻器的熱交換器部分
使用沃斯田鐵系不銹鋼以外的鋼。例如專利文獻1揭示有作為排熱回收器的熱交換器構件，添加Mo或Ti、Nb，而且已降低Si及Al含有量的肥粒鐵系不銹鋼。在此，揭示有藉由添加Ti或Nb，使鋼中的C和N以Ti和Nb碳氮化物的形式安定來防止敏化，而且藉由降低Si及Al含有量改善焊接性。
而且，專利文獻2揭示有作為排熱回收器的熱交換器構件，根據Cr含有量來規定Mo含有量，並且根據C和N含有量來規定Ti和Nb含有量的耐冷凝水腐蝕性優異的肥粒鐵系不銹鋼。
而且，專利文獻3揭示有作為EGR冷卻器用材料，按照一定的關係式添加Cr、Cu、Al、Ti等成分的肥粒鐵系不銹鋼。
另外，專利文獻4和5揭示有作為EGR冷卻器的構件及EGR冷卻器的熱交換器部分的材料，使Nb含有0.3~0.8質量%或0.2~0.8質量%的肥粒鐵系不銹鋼。
專利文獻1：日本專利特開平7-292446號公報
專利文獻2：日本專利特開2009-228036號公報
專利文獻3：日本專利特開2010-121208號公報
專利文獻4：日本專利特開2009-174040號公報
專利文獻5：日本專利特開2010-285683號公報
但是，專利文獻1和2揭示的鋼，由於必須含有原料費
較高的Mo的必要，因此存在價格變高的問題。而且，對此等鋼使用焊接處理溫度較高的含Ni焊材(例如JIS規格(JIS Z 3265)的BNi-2、BNi-5等)時，亦有引起焊接不良，或無法得到充分的焊接性的情況。
而且，專利文獻3、4和5亦揭示含有比Mo便宜的Cu的鋼，但是含有Cu的鋼，在將鋼板重疊而進行焊接時，焊材於重疊部分的間隙部的滲透不充分，而且無法得到滿意的接合強度等，而必定無法得到充分的焊接性。此可認為係因為含有Cu的鋼在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接處理時，較易生成使焊接性降低的Cr氧化皮膜。此外，專利文獻4和5揭示有Mo和Cu都不包含的鋼，但是此等鋼在焊接後的耐蝕性不足。
本發明係鑒於上述現狀而開發者，其目的在於提供即使未大量含有如Mo的高價位元素，在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接時亦顯示良好的焊接性，並且耐蝕性亦優異的肥粒鐵系不銹鋼，以及其製造方法。
另外，發明者等人從製造成本與確保耐蝕性的觀點含有Cu的前提下，使成分組成及製造條件進行各種變化而製造含有Cu的肥粒鐵系不銹鋼，並針對製造出的鋼之各種特性、尤其是在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接時的焊接性進行深入研究。其結果得到以下見解：將成分組成最適化，並且在焊接處理之前進行已控制環境氣體的熱處理，在鋼的表層部形成既定的氮濃化層，藉此能夠有效防止焊接處理時Cr氧化皮膜的生成，由此即使在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接時，亦能獲得充分滿意的良好的焊接性。
本發明係基於上述見解，經進一步進行研究而完成者。
亦即，本發明的要旨構成如下。1.一種肥粒鐵系不銹鋼，係以質量%計，含有C：0.003~0.025%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~23.0%、Cu：0.20~0.80%、Ni：0.05~0.60%、Nb：0.20~0.70%及N：0.005~0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，且具備從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值為0.03~0.30質量%的氮濃化層。
2.如上述1之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述鋼係進一步以質量%計，含有選自Mo：0.05~0.20%、Al：0.01~0.15%、Ti：0.01~0.15%、V：0.01~0.20%、Ca：0.0003~0.0030%及B：0.0003~0.0030%中的1種或2種以上。
3.一種肥粒鐵系不銹鋼之製造方法，係製造上述1或2之肥粒鐵系不銹鋼之方法，其具備：將包含上述1或2之成分組成的鋼坯進行熱軋，製成熱軋板之步驟；對上述熱軋板按照需要實施熱軋板退火之步驟；冷軋與退火之組合將實施1次或2次以上之步驟，在最終退火時，將600~800℃的溫度域中環境氣體之露點設為-20℃以下，將最終冷軋後之冷軋板加熱，對該冷軋板在露點：-20℃以下、氮濃度：5vol%以上的環境氣體下，以900℃以上的溫度進行氮濃化層的生成處理。
根據本發明，能夠獲得在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接時顯示出良好的焊接性，並且耐蝕性亦優異的肥粒鐵系不銹鋼。
1‧‧‧冷軋退火板
2‧‧‧焊材
3‧‧‧拉伸試驗片
圖1係用於評價焊材於間隙部的滲透性的試驗材料的模式圖。
圖2係用於評價焊接部接合強度的拉伸試驗片的模式圖，(a)係表示焊接前的拉伸試驗片的單側的圖，(b)係表示焊接後的拉伸試驗片的整體的圖。
以下具體說明本發明。首先，針對在本發明中將鋼的成分組成限定在上述範圍內的理由進行說明。另外，鋼的成分組成中元素的含有量的單位都是「質量%」，以下如果沒有特別指定，則僅以「%」表示。
C量若增加則強度提高，若減少則加工性提高。在此，為了獲得充分的強度，C需要含有0.003%以上。但是，若C量超過0.025%，則加工性明顯降低，而且在晶界中析出Cr碳化物而引起敏化，耐蝕性較易降低。因此，C量係設為0.003~0.025%的範圍。較佳係0.005~0.020%的範圍。更佳係0.005~0.015%的範圍。
Si作為脫氧劑是有用的元素。其效果可在含有0.05%以上時獲得。但是，若Si量超過1.00%，則加工性明顯下降，成型加工變得困難。因此，Si量係設為0.05~1.00%的範圍。較佳係0.10~0.50%的範圍。
Mn有脫氧作用，其效果可在含有0.05%以上時獲得。但是，Mn
的過剩添加，因固溶強化而有損加工性。而且，促進成為腐蝕起點的MnS析出，降低耐蝕性。因此，Mn含有1.00%以下較適當。因此，Mn量係設為0.05~1.00%的範圍。較佳係0.15~0.35%的範圍。
P係鋼中不可避免含有的元素，過剩的含有會降低熔接性，較易生成晶界腐蝕。其傾向在P含有超過0.04%時較顯著。因此，P量係設為0.04%以下。較佳係0.03%以下。但是，過度的脫P會導致精煉時間的增加或成本的上升，因此P量設為0.005%以上為較佳。
S係鋼中不可避免含有的元素，含有超過0.01%，會促進MnS的析出，降低耐蝕性。因此，S量係設為0.01%以下。較佳係0.007%以下。但是，過度的脫S會導致精煉時間的增加或成本的上升，因此S量設為0.0005%以上為較佳。
Cr係用於確保不銹鋼的耐蝕性的重要元素。Cr量未滿16.0%，則焊接處理後無法獲得充分的耐蝕性。但是，若過剩添加Cr，則在使用含Ni焊材的高溫下進行焊接處理時生成Cr氧化皮膜，焊接性劣化。因此，Cr量係設為16.0~23.0%的範圍。較佳係18.0~21.5%的範圍。
Cu係提高耐蝕性的元素。其效果可在Cu量為0.20%以上時獲得。但是，若Cu量超過0.80%，則熱加工性降低。因此，Cu量係設為0.20~0.80%的範圍。較佳係0.22~0.60%的範圍。更佳係0.30~0.50%的範圍。
Ni係在含有0.05%以上時，有效助於提高韌性及間隙部的耐蝕性的元素。但是，若Ni量超過0.60%，則應力腐蝕破裂感受性變高。而且，Ni係高價位的元素，因此導致成本增大。因此，Ni量係設為0.05~0.60%的範圍。較佳係0.10~0.50%的範圍。
Nb與後述的Ti相同，係藉由與C和N鍵結，抑制因Cr碳氮化物的析出引起的耐蝕性降低(敏化)的元素。而且，具有與氮鍵結生成氮濃化層的效果。此等效果可在Nb量為0.20%以上時獲得。另一方面，若Nb量超過0.70%，則熔接部變得容易產生熔接裂紋。因此，Nb量係設為0.20~0.70%。較佳係0.25~0.60%的範圍，更佳係0.30~0.50%的範圍。
N係藉由形成氮濃化層，防止焊接處理時生成Al或Ti的氧化皮膜，提高焊接性的重要元素。形成此種氮濃化層時，需要將N量設為0.005%以上。但是，若N量超過0.020%，則變得容易引起敏化，並且加工性降低。因此，N量係設為0.005~0.020%的範圍。較佳係
0.007~0.015%的範圍。更佳係0.007~0.010%的範圍。
以上針對基本成分進行說明，本發明中可按照需要適當含有以下所述之元素。
Mo係使不銹鋼的鈍化皮膜安定化而提高耐蝕性。該效果可在Mo量為0.05%以上時獲得。但是，Mo係高價位的元素，因此設為0.20%以下為較佳。因此，含有Mo時，係設為0.05~0.20%的範圍。
Al係對脫氧有用的元素。其效果可在Al含有0.01%以上時獲得。但是，若焊接處理時在鋼的表面生成Al氧化皮膜，則焊材的潤濕擴散性或黏接性降低，焊接變得困難。本發明中，在鋼的表層生成氮濃化層，亦防止焊接處理時Al氧化皮膜的生成，但若Al含有量超過0.15%，則無法充分防止Al氧化皮膜的生成。因此，含有Al時，係設為0.01~0.15%的範圍。較佳係0.05~0.10%的範圍。
Ti係藉由與C和N優先鍵結，抑制因Cr碳氮化物的析出引起的耐蝕性降低(敏化)的元素。其效果可在Ti含有0.01%以上時獲得。但是，從焊接性的觀點，並不是較佳的元素。這是因為Ti相對於氧是活性元素，焊接處理時在鋼的表面生成Ti氧化皮膜而降低焊接性。本發明中，在鋼的表層生成氮濃化層，亦防止焊接處理時Ti氧化物皮膜的生成，但若Ti量超過0.15%，則焊接性變得較易降低。因此，
當含有Ti時，係設為0.01~0.15%的範圍。較佳係0.05~0.10%的範圍。
V與Ti相同，與鋼中含有的C和N鍵結，防止敏化。而且，具有與氮鍵結生成氮農化層的效果。此等效果可在V量為0.01%以上時獲得。另一方面，若V量超過0.20%，則加工性降低。因此，當含有V時，係設為0.01~0.20%的範圍。較佳係0.01~0.15%的範圍。更佳係0.01~0.10%的範圍。
Ca係改善熔接部的熔透性而提高熔接性。其效果可在Ca量為0.0003%以上時獲得。但是，若Ca量超過0.0030%，則與S鍵結生成CaS，使耐蝕性惡化。因此，當含有Ca時，係設為0.0003~0.0030%的範圍。較佳係0.0005~0.0020%的範圍。
B係改善二次加工脆性的元素。其效果在B量為0.0003%以上時表現。但是，若B量超過0.0030%，則因固溶強化而延性降低。因此，當含有B時，係設為0.0003~0.0030%的範圍。
以上針對本發明的肥粒鐵系不銹鋼中的成分組成進行說明。另外，本發明的成分組成中，上述以外的成分是Fe及不可避免的雜質。
而且，本發明的肥粒鐵系不銹鋼中，將鋼的成分組成
適當控制在上述的範圍，並且在焊接前進行已控制環境氣體的熱處理，在鋼的表層部生成如下氮濃化層極其重要。
本發明的肥粒鐵系不銹鋼中，生成從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值為0.03~0.30質量%的氮濃化層。由此，能夠抑制焊接處理時在鋼的表面生成Cr等的氧化皮膜，結果提高使用含Ni焊材時的焊接性。
在此，此種氮濃化層中，N與鋼中的Cr、Nb、Ti、Al、V等鍵結，但關於基於該氮濃化層的焊接處理時Cr等的氧化皮膜的生成抑制機構，發明者等人認為如下。
亦即，藉由氮濃化層的形成，在鋼的表層部存在的Cr等與N鍵結而無法在表面擴散。然後，該氮濃化層成為障壁，而較該氮濃化層更靠內側存在的Cr等無法在表面擴散。因此，鋼中的Cr等不在表面擴散，結果Cr等的氧化皮膜的生成得以抑制。
在此，氮濃度的峰值未滿0.03質量%時，無法充分防止焊接處理時鋼的表面上Cr等的氧化皮膜的生成。另一方面，若氮濃度的峰值超過0.30質量%，則表層部硬化，且因引擎等的熱震動而變得容易在散熱板中發生裂紋等缺陷。因此，從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值係設為0.03~0.30質量%的範圍。較佳係0.05%~0.20質量%的範圍。
另外，在此所謂的從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值能夠由以下方式算出：例如藉由輝光放電發光分析於深度方向測定鋼的氮濃度，將從鋼表面至0.05μm深度的氮濃度最大值除以深度0.50μm的氮濃度的測定值，並對其值乘以利用化學分析求得的
鋼的氮濃度。而且，在此所謂之氮濃化層係指從鋼的表面滲透氮，使氮經濃化的區域，且形成在鋼的表層部，具體而言係在深度方向從鋼的表面至深度0.005~0.05μm左右的區域。
接著，針對本發明的肥粒鐵系不銹鋼的適宜製造方法進行說明。將上述成分組成的熔鋼利用轉爐、電爐、真空熔解爐等公知的方法熔融製造，藉由連續鑄造法或者造塊一分塊法製成鋼材料(鋼坯)。將該鋼材料在1100℃~1250℃下加熱1~24小時，或者不加熱而直接熱軋製成熱軋板。對於熱軋板通常在900℃~1100℃下實施1~10分熱軋板退火，亦可根據用途省略熱軋板退火。
接著，藉由對熱軋板實施冷軋與退火的組合，製成製品。另外，為了提高形狀矯正和伸展性、彎曲性、壓製成形性，冷軋以50%以上的壓下率進行為較佳。而且，冷軋一退火製程可重複2次以上。
在此，為了獲得本發明的肥粒鐵系不銹鋼，需要生成上述之氮濃化層，該氮濃化層的生成處理在冷軋後的最終退火(精退火)時進行為較適宜。這是因為該氮濃化層的生成處理能夠在從鋼板切出構件之後等，在與退火不同的步驟中進行，但在冷軋後的最終退火(精退火)時進行則無需增加步驟就能夠生成氮濃化層，在製造效率方面有利。以下，針對該氮濃化層的生成處理條件進行說明。
若露點超過-20℃，則在鋼的表面生成氧化皮膜，環境氣體中的氮不會滲透至鋼，無法生成氮濃化層。因此，露點係設為-20℃
以下。較佳係-30℃以下。更佳係-40℃以下。另外，對於下限沒有特別限定，但通常為-55℃左右。
處理環境氣體中的氮濃度未滿5vol%時，充分量的氮不會滲透至鋼，不生成氮濃化層。因此，處理環境氣體中的氮濃度係設為5vol%以上。較佳係10vol%以上。另外，氮以外的處理環境氣體剩餘部分設為選自氫、氦、氬、氖、CO、CO2中的1種以上為較佳。另外，處理環境氣體中的氮濃度亦可為100vol%。
處理溫度未滿900℃時，處理環境氣體中的氮不會滲透至鋼，不生成氮濃化層。因此，處理溫度係設為900℃以上。較佳係950℃以上。但是，若處理溫度超過1100℃，則鋼變形，因此處理溫度設為1100℃以下為較佳。更佳係1050℃以下。
而且，處理時間設為5~3600秒的範圍為較佳。這是因為若處理時間未滿5秒，則處理環境氣體中的氮不會充分滲透至鋼，另一方面，若超過3600秒則其效果飽和。較佳係30~300秒的範圍。
以上針對氮濃化層的生成處理條件進行說明，但為了生成所需的氮濃化層，不僅是上述之氮濃化層的生成處理條件，適當控制最終退火中的加熱條件(亦即氮濃化層的生成處理前的加熱條件)較為重要。
最終退火時的加熱時，若至600℃~800℃的溫度域中環境氣體的露點較高，則在鋼表面生成氧化物。這種氧化物在進行上述的氮濃化層的生成處理時阻礙環境氣體中的氮侵入鋼中。因此，若這種氧化物在鋼表面上存在，則即便適當控制氮濃化層的生成處理條件，鋼的表層的氮化亦`會進行，難以生成所需的氮濃化層。因此，最終退火加熱時600℃~800℃的溫度域中環境氣體的露點係設為-20℃以下。較佳係-35℃以下。另外，對於下限沒有特別限定，但通常為-55℃左右。
另外，最終退火(精退火)後，亦可藉由通常的酸洗或研磨進行除銹，但從製造效率的觀點，進行刷輥、研磨粉、噴珠等機械性磨削，接著應用硝鹽酸溶液中酸洗的高速酸洗製程，進行除銹為較佳。另外，最終退火(精退火)時進行氮濃化層的生成處理時，為了使生成的氮濃化層不被除去，有必要注意應調整酸洗量或研磨量的方面。
將表1所示的成分組成而成的鋼，用50kg小型真空熔解爐熔融製造。將此等鋼塊在用Ar氣體沖洗的爐內加熱到1150℃之後，實施熱軋作成厚度3.5mm的熱軋板。接著，對此等熱軋板實施1030℃×1分鐘的熱軋板退火，在表面進行玻璃珠的噴珠處理後，在溫度80℃的200g/l硫酸溶液中浸泡120秒後，在包含150g/l硝酸及30g/l氫氟酸、溫度55℃的混合酸中浸泡60秒，藉此進行酸洗，並進行除銹。
之後，冷軋至板厚：0.8mm，以表2所示的條件進行
退火，獲得冷軋退火板。另外，除No.13及No.16以外，將該退火時200℃以上的溫度域的所有加熱過程以及冷卻過程中的環境氣體設為與表2所示的氮濃化層的生成處理相同的環境氣體。而且，No.13及No.16中將該退火時200℃到800℃的加熱過程中的環境氣體設為100%H2氣體環境，將其以外的溫度域的加熱過程和200℃為止的冷卻過程中的環境氣體設為表2所示之氮濃化層的生成處理相同的環境氣體。另外，外觀呈濃黃色或青色者係判斷為生成較厚的氧化皮膜，在溫度：55℃的包含150g/l硝酸及5g/l鹽酸的混酸溶液中，將+20A/dm2→-20A/dm2的電解酸洗進行2次且改變電解時間而進行。
對於如此獲得的冷軋退火板依以下方式進行(1)延性的評價和(2)氮濃化層的氮濃度的測定。而且，對此等冷軋退火板進行藉由含Ni焊材的焊接，針對焊接處理後的冷軋退火板進行(3)耐蝕性的評價，並且進行(4)焊接性的評價。該(4)焊接性的評價係藉由(a)對焊材的間隙部的滲透性，及(b)焊接部的接合強度而進行者，並分別依以下方式進行。
從上述各冷軋退火板，與軋製方向直角地取JIS 13B號拉伸試驗片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗，依以下基準評價延性。將評價結果示於表2。○(合格)：斷裂拉伸率20%以上；×(不合格)：斷裂拉伸率未滿20%。
將各冷軋退火板的表面，藉由輝光放電發光分析(以下記為
GDS)來分析。首先，製作已改變從表層的濺射時間的試料，用SEM觀察其截面，製成濺射時間和伸度的關係的檢量線。
而且，一邊從鋼表面至0.50μm深度進行濺射一邊測定氮濃度。在此，在0.50μm深度，Cr或Fe的測定值成恆定，所以將該深度的氮濃度測定值設為母材(基底金屬)的氮濃度。
然後，將從鋼表面至0.05μm為止的氮濃度的測定值中最高峰值(最大值)除以深度0.50μm中的氮濃度的測定值，並對其值乘以利用化學分析求得的鋼的氮濃度，將由此獲得的值設為從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值。將此等值示於表2。
使用焊接處理後的各冷軋退火板，從沒有附著焊材的部分取20mm方形的試驗片，將該試驗片留出11mm方形的測定面並由封口材包覆。接著，將該試驗片浸泡於30℃的3.5%NaCl溶液中，除NaCl的濃度以外係依據JIS G 0577實施耐蝕性試驗，測定孔蝕電位Vc’100，並依以下基準評價。評價結果示於表2。○(合格)：孔蝕電位Vc’100為100(mV vs SCE)以上；×(不合格)：孔蝕電位Vc’100未滿100(mV vs SCE)。
如圖1所示，對各冷軋退火板切出30mm方形與25mm×30mm的板，將該2片板重疊，以一定的扭力(170kgf)，用夾具夾持後，在單側的端面塗佈1.2g焊材，從重疊的板側面部目視確認在焊接處理後
焊材在板間的滲透程度，並依以下基準評價。將評價結果示於表2。另外，圖中符號1為冷軋退火板，2為焊材。◎(合格、特別優異)焊材滲透至已塗佈焊材的反面側的端部為止；○(合格)：焊材的滲透為2片板重疊長度的50%以上且未滿100%；△(不合格)：焊材的滲透為2片板重疊長度的10%以上且未滿50%；×(不合格)：焊材的滲透未滿2片板重疊長度的10%。
如圖2所示，將在中央分割的JIS 13號B拉伸試驗片彼此重疊5mm，用夾具夾持，在單側的重疊部塗佈0.1g焊材進行焊接處理。焊接後在常溫下進行拉伸試驗，將焊接部的接合強度依以下基準進行評價。將評價結果示於表2。另外，圖中符號3為拉伸試驗片。◎(合格、特別優異)：即使為母材的拉伸強度的95%以上，焊接部亦無斷裂(母材部分斷裂)；○(合格)：為母材的拉伸強度的95%以上，焊接部斷裂；△(不合格)：為母材的拉伸強度的50%以上且未滿95%，焊接部斷裂；×(不合格)：未滿母材的拉伸強度的50%，焊接部斷裂。
另外，上述的焊接性的評價中，作為焊材都使用具有代表性的含Ni焊材的JIS規格：BNi-5(Ni基體中19%Cr-10%Si)。而且，焊接係在密封的爐內進行。環境氣體係設為在10-2Pa的高真空環境氣體的情況下；和設為高真空之後封入Ar，壓力設為100Pa的Ar載體氣體環境的情況下分別進行。此外，熱處理溫度模式係升溫溫度10℃/s，均熱時間1(使整體溫度均勻的步驟)：1060℃×1800s；升溫溫度10℃/s，均熱時間2(實際上用焊材的融點以上的溫度進行焊接的步驟)：進行1170℃×600s的處理之後，進行爐內冷卻，溫度
下降到200℃時用外氣(大氣)沖洗。
從表2可知，發明例No.1~16均為對焊材的間隙部的滲透性良好，焊接部的接合強度亦良好。因此，此等發明例中，即便是使用含Ni焊材時，亦顯示出良好的焊接性。而且，此等發明例中耐蝕性或延性亦良好。相對於此，成分組成或氮濃度的峰值在適當範圍外的比較例No.17~23中，未能獲得良好的焊接性或者耐蝕性。
依據本發明能夠獲得用於藉由焊接組裝的排熱回收器或EGR冷卻器的熱交換器構件等適宜的肥粒鐵系不銹鋼，因此在產業上極其有用。
1‧‧‧冷軋退火板
2‧‧‧焊材
Claims (3)
- 一種利用含Ni焊材的焊接用之肥粒鐵系不銹鋼，係以質量%計，含有C：0.003~0.025%、Si：0.05~1.00%、Mn：0.05~1.00%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Cr：16.0~23.0%、Cu：0.20~0.80%、Ni：0.05~0.60%、Nb：0.20~0.70%及N：0.005~0.020%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，且具備從表面至0.05μm深度之間的氮濃度的峰值為0.03~0.30質量%的氮濃化層。
- 如請求項1之利用含Ni焊材的焊接用之肥粒鐵系不銹鋼，其中，上述鋼係進一步以質量%計，含有選自Mo：0.05~0.20%、Al：0.01~0.15%、Ti：0.01~0.15%、V：0.01~0.20%、Ca：0.0003~0.0030%及B：0.0003~0.0030%中的1種或2種以上。
- 一種利用含Ni焊材的焊接用之肥粒鐵系不銹鋼之製造方法， 係製造請求項1或2之利用含Ni焊材的焊接用之肥粒鐵系不銹鋼之方法，其具備：將包含請求項1或2之成分組成的鋼坯進行熱軋，製成熱軋板之步驟；對上述熱軋板按照需要實施熱軋板退火之步驟；將冷軋與退火之組合實施1次或2次以上之步驟，在最終退火時，將600~800℃的溫度域中環境氣體之露點設為-20℃以下，將最終冷軋後之冷軋板加熱，對該冷軋板在露點：-20℃以下、氮濃度：5vol%以上的環境氣體下，以900℃以上的溫度進行氮濃化層的生成處理。
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