JPWO2013080518A1 - フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
フェライト系ステンレス鋼にオーステナイト系ステンレス鋼を溶接した場合に溶接部の耐食性と表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１２％、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３〜０．５％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部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耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
Description
本発明は、耐食性のうち、特にオーステナイト系ステンレス鋼(austenitic stainless steel)との溶接部の耐食性(corrosion resistance)に優れるとともに表面性状(surface quality)に優れたフェライト系ステンレス鋼(ferritic stainless steel)に関するものである。
ステンレス鋼の中では、その優れた耐食性によりオーステナイト系ステンレス鋼のＳＵＳ３０４（１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ）（日本工業規格、ＪＩＳ Ｇ ４３０５）が広く使われている。しかし、この鋼種は、Ｎｉを多量に含むため高価である。このためＳＵＳ３０４相当の優れた耐食性を持つ鋼種として、特許文献１に記載のステンレス鋼が開発された。
特許文献１には、成分組成として、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｒ：２０．５％以上、２２．５％以下、Ｃｕ：０．３％以上、０．８％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｔｉ：４×（Ｃ％＋Ｎ％）以上、０．３５％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるフェライト系ステンレス鋼板が開示されている。
また、ＪＩＳ−ＳＵＳ４４４、ＪＩＳ−ＳＵＳ４３０Ｊ１Ｌ等のフェライト系ステンレス鋼も、オーステナイト系ステンレス鋼と比較して、応力腐食割れ（Stress Corrosion Cracking）の感受性が小さい、価格変動の大きいＮｉを含まない等の特徴を有し、自動車の排気系部材の材料や水タンク、建築の材料として広く使用されている。
しかし、一般にはオーステナイト系ステンレス鋼よりも加工性、特に伸びが劣ることから、フェライト系ステンレス鋼では成型できない難加工性部品にはオーステナイト系ステンレス鋼が使用されており、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼とを組み合わせて、一つの構成品とする場合が多い。この場合、各部材は溶接により結合される場合がほとんどであり、溶接方法としては、主にＴＩＧ溶接(Tungsten Inert Gas welding)が用いられ、溶接部にも母材と同様に良好な耐食性が求められる。
特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼は、同一鋼種での溶接部は良好な耐食性を有するが、ＳＵＳ３０４等の異鋼種とＴＩＧ溶接した場合、溶接部の耐食性が母材より低下する場合が起こるという問題がある。
これは、溶接部の耐食性は、溶接時の熱履歴で鋼中のＣ，ＮがＣｒと結合してＣｒ炭化物(Cr-carbides)（例えばＣｒ２３Ｃ６等）、またはＣｒ窒化物(Cr-nitrides)（ＣｒＮ２等）として粒界に析出する(precipitates at the grain boundaries)ことにより、粒界に母材よりＣｒ濃度が低くなるＣｒ欠乏層(chromium depletion layer)が生じることにより起こる、いわゆる鋭敏化(sensitization)をおこし、その耐食性を劣化させることによるものである。
これは、溶接部の耐食性は、溶接時の熱履歴で鋼中のＣ，ＮがＣｒと結合してＣｒ炭化物(Cr-carbides)（例えばＣｒ２３Ｃ６等）、またはＣｒ窒化物(Cr-nitrides)（ＣｒＮ２等）として粒界に析出する(precipitates at the grain boundaries)ことにより、粒界に母材よりＣｒ濃度が低くなるＣｒ欠乏層(chromium depletion layer)が生じることにより起こる、いわゆる鋭敏化(sensitization)をおこし、その耐食性を劣化させることによるものである。
この溶接部での耐食性劣化を防ぐために、鋼中のＣ、Ｎを低減するとともに適量のＴｉを添加して、Ｃ、ＮをＴｉ炭窒化物として固定してＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物の生成を防止する方法が取られる。この方法により、特許文献１に開示されたフェライト系ステンレス鋼板同士でのＴＩＧ溶接部は、良好な耐食性を示す。
しかし、この鋼板のＣ含有量が０．０１％程度なのに対して、ＳＵＳ３０４等はＣの含有量が０．０４〜０．０５％と高いために、通常、ＳＵＳ３０４等の高Ｃ含有ステンレス鋼との接合で、同様のＴｉ添加で鋭敏化を回避（防止）するためには、Ｔｉ添加量を１．０％程度までに高めなければならなくなる。
しかし、この鋼板のＣ含有量が０．０１％程度なのに対して、ＳＵＳ３０４等はＣの含有量が０．０４〜０．０５％と高いために、通常、ＳＵＳ３０４等の高Ｃ含有ステンレス鋼との接合で、同様のＴｉ添加で鋭敏化を回避（防止）するためには、Ｔｉ添加量を１．０％程度までに高めなければならなくなる。
しかし、フェライト系ステンレス鋼にＴｉを１．０％程度まで添加すると、凝固中に溶鋼中のＴｉとＮが反応して、ＴｉＮとなって析出することがある。この、ＴｉＮは高温での延性に乏しく、熱延工程(hot rolling)で表面傷となり表面性状が悪化する。このようにして発生した傷は深く、熱延板焼鈍(annealing)、酸洗(acid pickling)、その後の冷間圧延、冷延板焼鈍、酸洗などでも消えることがないので、グラインダー研削(surface grinding)等で熱延焼鈍酸洗板表面を多量に削る処理を行わない限り、いわゆるチタンストリンガー(stringer caused by titanium nitrides)と呼ばれる傷となり、冷延焼鈍酸洗板での表面性状を著しく劣化させる。
また、ＴＩＧ溶接の場合、表、裏面とも一般に不活性ガスでシールドし、溶接部にテンパーカラー(temper color)と呼ばれる薄い酸化皮膜(oxide layer)が付着しない条件で溶接を行うことが推奨されている。しかし、実際の工程では、このガスシールドは十分でなく、空気中のＮの混入により、先に述べた鋭敏化が助長されてしまうという問題もある。
また、高価なＴｉを多量に添加することは、高価なＮｉを用いないという鋼種の利点を損なうことになるという問題もある。
また、高価なＴｉを多量に添加することは、高価なＮｉを用いないという鋼種の利点を損なうことになるという問題もある。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり、オーステナイト系ステンレス鋼と溶接した場合にも溶接部の耐食性に優れ、さらに表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、母材部と溶接部の耐食性および鋼板の表面欠陥（ヘゲ(scab)、ピンホール(pin hole)、線ヘゲ(linear scab)、チタンストリンガーの形状異常、白筋模様の色異常(color defect)）発生挙動に及ぼす鋼の化学成分の影響ついて、綿密な調査、検討を行って、以下の知見を得た。
（１）フェライト相促進元素、いわゆるフェライトフォーマー(ferritic former)元素の濃度を適正化することにより、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼との溶接部の組織をＣ、Ｎの固溶限の大きなマルテンサイト相(martensite phase)とすることにより、鋭敏化をある程度防止できること。
（２）極微量のＮｂを添加すると、Ｔｉより高温でＮと析出物を生成し、その後の冷却過程でＴｉ炭窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉとの複合炭窒化物を生成し、Ｔｉの鋭敏化防止効果が得られること。
（３）極微量のＮｂの添加であれば、鋼板の再結晶温度を上げる副作用はほとんどなく、例えば特許文献２に開示されるような炭素鋼の製造設備を用いた安価な高速焼鈍酸洗手法が適用できること。
（４）ガスシールドが不完全で大気中のＮが溶接部に混入しても、Ａｌの添加により溶接部にＡｌＮが生成して鋭敏化を防止できること。Ｓｂの添加でも溶接部にＳｂとＮの化合物が生成して鋭敏化を防止できること。
（５）チタンストリンガー欠陥の主たる原因は柱状晶粒界部(columnar grain boundary)に発達したＴｉＮによるものである。柱状晶部分のＴｉＮは大きく発達するためである。柱状晶粒界部以外の部分のＴｉＮは、通常の後工程の熱延板酸洗、冷延板酸洗で除去できる率が大きく、チタンストリンガー欠陥をほとんど起こさない。
（６）Ｓｉ添加量を多くすると、溶鋼中でのＴｉ、Ｎの溶解度積(solubility product)が下がり、柱状晶が生成する前の高温でＴｉ炭窒化合物の析出が促進される。その結果溶鋼中のＮが下がり、のちの柱状晶成長時に柱状晶粒界部にＴｉＮが析出しにくくなる。このため、Ｓｉ添加量を多くすると、Ｔｉ量がある程度高くても、チタンストリンガー欠陥の原因となる柱状晶結晶粒界へのＴｉＮの析出を抑えることができる。
（１）フェライト相促進元素、いわゆるフェライトフォーマー(ferritic former)元素の濃度を適正化することにより、オーステナイト系ステンレス鋼とフェライト系ステンレス鋼との溶接部の組織をＣ、Ｎの固溶限の大きなマルテンサイト相(martensite phase)とすることにより、鋭敏化をある程度防止できること。
（２）極微量のＮｂを添加すると、Ｔｉより高温でＮと析出物を生成し、その後の冷却過程でＴｉ炭窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉとの複合炭窒化物を生成し、Ｔｉの鋭敏化防止効果が得られること。
（３）極微量のＮｂの添加であれば、鋼板の再結晶温度を上げる副作用はほとんどなく、例えば特許文献２に開示されるような炭素鋼の製造設備を用いた安価な高速焼鈍酸洗手法が適用できること。
（４）ガスシールドが不完全で大気中のＮが溶接部に混入しても、Ａｌの添加により溶接部にＡｌＮが生成して鋭敏化を防止できること。Ｓｂの添加でも溶接部にＳｂとＮの化合物が生成して鋭敏化を防止できること。
（５）チタンストリンガー欠陥の主たる原因は柱状晶粒界部(columnar grain boundary)に発達したＴｉＮによるものである。柱状晶部分のＴｉＮは大きく発達するためである。柱状晶粒界部以外の部分のＴｉＮは、通常の後工程の熱延板酸洗、冷延板酸洗で除去できる率が大きく、チタンストリンガー欠陥をほとんど起こさない。
（６）Ｓｉ添加量を多くすると、溶鋼中でのＴｉ、Ｎの溶解度積(solubility product)が下がり、柱状晶が生成する前の高温でＴｉ炭窒化合物の析出が促進される。その結果溶鋼中のＮが下がり、のちの柱状晶成長時に柱状晶粒界部にＴｉＮが析出しにくくなる。このため、Ｓｉ添加量を多くすると、Ｔｉ量がある程度高くても、チタンストリンガー欠陥の原因となる柱状晶結晶粒界へのＴｉＮの析出を抑えることができる。
以上より、溶接部においても良好な耐食性を持ち、熱延焼鈍酸洗板で表面研削を行うことなく、良好な表面品質の冷延焼鈍酸洗板を製作でき、Ｎｉ系のオーステナイト系ステンレス鋼に比較して安価なフェライト系ステンレス鋼が得られることを知見した。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１２％、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３〜０．５％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部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耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［２］更に、質量％で、Ａｌ：０．０１％〜０．５％を含有することを特徴とする上記［１］に記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［３］更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５％〜０．３０％を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［４］更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１％〜０．６０％、Ｖ：０．０１％〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする上記［１］乃至［３］の何れかに記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［２］更に、質量％で、Ａｌ：０．０１％〜０．５％を含有することを特徴とする上記［１］に記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［３］更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５％〜０．３０％を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
［４］更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１％〜０．６０％、Ｖ：０．０１％〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする上記［１］乃至［３］の何れかに記載の溶接部の耐食性および表面性状に優れたフェライト系ステンレス鋼。
本発明のフェライト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼と溶接しても、溶接部の耐食性および表面性状に優れるので、厨房機器、建築内装材、産業機械、自動車部品などに好適である。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．００３〜０．０１２％
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時に熱影響部にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低い程望ましい。そこで、Ｃは０．０１２％以下とする。一方、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｃ量は、０．００３〜０．０１２％の範囲とする。好ましくは、０．００３〜０．０１０％の範囲である。
Ｃは、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成しやすく、溶接時に熱影響部にＣｒ炭化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｃは低い程望ましい。そこで、Ｃは０．０１２％以下とする。一方、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｃ量は、０．００３〜０．０１２％の範囲とする。好ましくは、０．００３〜０．０１０％の範囲である。
Ｓｉ：０．３０〜０．６０％
Ｓｉは、本発明の中で重要な元素である。Ｓｉは適量添加すると、溶鋼中でのＴｉ、Ｎの溶解度積が下がり、柱状晶が生成する前の高温でＴｉ炭窒化合物の析出が促進される。その結果、溶鋼中のＮが下がり、のちの柱状晶成長時に柱状晶粒界部にＴｉＮが析出しにくくなる。本発明鋼の成分範囲では、Ｓｉを０．３０％以上添加することにより、チタンストリンガー欠陥の原因となる柱状晶結晶粒界へのＴｉＮの析出を抑えることができる。しかし、０．６０％を超えて添加すると、前述した普通鋼製造設備で用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ生産性を低下させる。また、添加しすぎると材質が硬くなり、加工性が劣化する。よって、Ｓｉ量は０．３０〜０．６０％の範囲とする。好ましくは０．４０〜０．５０％の範囲である。
Ｓｉは、本発明の中で重要な元素である。Ｓｉは適量添加すると、溶鋼中でのＴｉ、Ｎの溶解度積が下がり、柱状晶が生成する前の高温でＴｉ炭窒化合物の析出が促進される。その結果、溶鋼中のＮが下がり、のちの柱状晶成長時に柱状晶粒界部にＴｉＮが析出しにくくなる。本発明鋼の成分範囲では、Ｓｉを０．３０％以上添加することにより、チタンストリンガー欠陥の原因となる柱状晶結晶粒界へのＴｉＮの析出を抑えることができる。しかし、０．６０％を超えて添加すると、前述した普通鋼製造設備で用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ生産性を低下させる。また、添加しすぎると材質が硬くなり、加工性が劣化する。よって、Ｓｉ量は０．３０〜０．６０％の範囲とする。好ましくは０．４０〜０．５０％の範囲である。
Ｍｎ：０．１０〜０．３５％
Ｍｎは、脱酸作用があるので０．１０％以上添加する。また、オーステナイト相促進元素（オーステナイトフォーマー元素）であるので、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部（以下異鋼種溶接部と呼ぶ）のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、過剰に鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるので、Ｍｎ量は０．１０〜０．３５％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．２５％の範囲である。
Ｍｎは、脱酸作用があるので０．１０％以上添加する。また、オーステナイト相促進元素（オーステナイトフォーマー元素）であるので、オーステナイト系ステンレス鋼との溶接部（以下異鋼種溶接部と呼ぶ）のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、過剰に鋼中に存在するＳと結合して、可溶性硫化物であるＭｎＳを形成し、耐食性を低下させるので、Ｍｎ量は０．１０〜０．３５％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．２５％の範囲である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、耐食性に有害な元素である。さらには、熱間加工性を低下させる元素である。特に、これらの傾向は、０．０４０％を超えると顕著になる。このため、Ｐ量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下である。
Ｐは、耐食性に有害な元素である。さらには、熱間加工性を低下させる元素である。特に、これらの傾向は、０．０４０％を超えると顕著になる。このため、Ｐ量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０％以下である。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、耐食性に有害な元素である。特に、Ｍｎと同時に存在する場合、ＭｎＳを形成し、孔食の起点となり、耐食性を劣化させる。このような効果は０．０２０％を超えると顕著になる。このため、Ｓ量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。さらに好ましくは０．００６％以下である。
Ｓは、耐食性に有害な元素である。特に、Ｍｎと同時に存在する場合、ＭｎＳを形成し、孔食の起点となり、耐食性を劣化させる。このような効果は０．０２０％を超えると顕著になる。このため、Ｓ量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。さらに好ましくは０．００６％以下である。
Ｃｒ：１７．０〜１９．０％
Ｃｒは、ステンレスの表面に不動態皮膜を形成させ、母材の耐食性を上げるのに不可欠な元素である。良好な耐食性を得るためには１７．０％以上の添加が必要であるが、１９．０％を超えての添加はＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部でマルテンサイトが生成しなくなり耐食性低下を防止できなくなる。このため、Ｃｒ量は１７．０〜１９．０％の範囲とする。好ましくは１７．５〜１８．５％の範囲である。
Ｃｒは、ステンレスの表面に不動態皮膜を形成させ、母材の耐食性を上げるのに不可欠な元素である。良好な耐食性を得るためには１７．０％以上の添加が必要であるが、１９．０％を超えての添加はＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部でマルテンサイトが生成しなくなり耐食性低下を防止できなくなる。このため、Ｃｒ量は１７．０〜１９．０％の範囲とする。好ましくは１７．５〜１８．５％の範囲である。
Ｎｉ：０．１０％超〜０．３０％
Ｎｉは、耐隙間腐食性の改善に寄与する元素である。さらには、Ｍｎと同じく、オーステナイト相促進元素（オーステナイトフォーマー元素）であるので、異鋼種溶接部のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、０．３０％を超えて添加するとＳＣＣ感受性が高くなる。また高価な元素でもある。このため、Ｎｉ量は０．１０％超〜０．３０％の範囲とする。好ましくは０．２０〜０．３０％の範囲である。
Ｎｉは、耐隙間腐食性の改善に寄与する元素である。さらには、Ｍｎと同じく、オーステナイト相促進元素（オーステナイトフォーマー元素）であるので、異鋼種溶接部のマルテンサイト相の形成を促進させる。しかし、０．３０％を超えて添加するとＳＣＣ感受性が高くなる。また高価な元素でもある。このため、Ｎｉ量は０．１０％超〜０．３０％の範囲とする。好ましくは０．２０〜０．３０％の範囲である。
Ｎｂ：０．００５％〜０．０５０％未満
Ｎｂの微量添加も本発明に重要な要素の一つである。Ｎｂは、Ｃｒ、Ｔｉよりも優先的に炭窒化物を形成する。特に異鋼種溶接部の溶融池(weld metal)、熱影響部（Heat Affected Zone）において、ＮｂはＴｉより高温で炭窒化物の生成が始まる。理由は明らかではないが、後の冷却過程においてＴｉはこの微量のＮｂ炭窒化物を核生成サイトとして生成する。つまり、微量のＮｂ添加によって、Ｔｉ炭窒化物の生成が促進される。よって、Ｎｂを含まない場合に比較して異鋼種溶接部の溶融池、熱影響部のＴｉによるＣ、Ｎの固定能力が増長されることになるのである。このためＮｂ量は０．００５％以上とする。
一方、Ｎｂを０．０５０％以上添加すると、冷間圧延板の再結晶温度が上がり、良好な機械的性質を得るためには、Ｎｂを添加しない場合に比較して、高温で焼鈍せざるを得なくなる。よって、この焼鈍時に生成する酸化皮膜が無添加の場合に比較して厚く成長する。このため、前述した炭素鋼製造設備で用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ生産性を低下させる。よって、Ｎｂ量は０．００５〜０．０５０％未満の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、０．０５０％未満の範囲である。
Ｎｂの微量添加も本発明に重要な要素の一つである。Ｎｂは、Ｃｒ、Ｔｉよりも優先的に炭窒化物を形成する。特に異鋼種溶接部の溶融池(weld metal)、熱影響部（Heat Affected Zone）において、ＮｂはＴｉより高温で炭窒化物の生成が始まる。理由は明らかではないが、後の冷却過程においてＴｉはこの微量のＮｂ炭窒化物を核生成サイトとして生成する。つまり、微量のＮｂ添加によって、Ｔｉ炭窒化物の生成が促進される。よって、Ｎｂを含まない場合に比較して異鋼種溶接部の溶融池、熱影響部のＴｉによるＣ、Ｎの固定能力が増長されることになるのである。このためＮｂ量は０．００５％以上とする。
一方、Ｎｂを０．０５０％以上添加すると、冷間圧延板の再結晶温度が上がり、良好な機械的性質を得るためには、Ｎｂを添加しない場合に比較して、高温で焼鈍せざるを得なくなる。よって、この焼鈍時に生成する酸化皮膜が無添加の場合に比較して厚く成長する。このため、前述した炭素鋼製造設備で用いられる高速酸洗方法においての冷延板の酸洗性を劣化させ生産性を低下させる。よって、Ｎｂ量は０．００５〜０．０５０％未満の範囲とする。好ましくは０．０１％以上、０．０５０％未満の範囲である。
Ｔｉ：０．１０〜０．４０％
Ｔｉは、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部の耐食性を確保するため（鋭敏化防止のため）に０．１０％以上添加しなければならない。しかし、０．４０％を超えて添加すると、ＴｉＮが柱状晶粒界に生成し、チタンストリンガー欠陥が強くなり、良好な表面品質を得るために熱延焼鈍酸洗板をグラインダーによる表面研削しなければならなくなる。このため、Ｔｉ量は０．１０〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｔｉは、オーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部の耐食性を確保するため（鋭敏化防止のため）に０．１０％以上添加しなければならない。しかし、０．４０％を超えて添加すると、ＴｉＮが柱状晶粒界に生成し、チタンストリンガー欠陥が強くなり、良好な表面品質を得るために熱延焼鈍酸洗板をグラインダーによる表面研削しなければならなくなる。このため、Ｔｉ量は０．１０〜０．４０％の範囲とする。好ましくは０．２０〜０．４０％の範囲である。
Ｍｏ：０．２０％以下
Ｍｏは、不動態皮膜(passivation film)を強固にし、耐食性を顕著に向上させる元素でありその効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、Ｍｏはフェライト相促進元素、いわゆるフェライトフォーマー元素であり、０．２０％を超えて添加するとオーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部がマルテンサイトにならなくなり、Ｃ、Ｎの固溶量の低いフェライト相となってしまい、鋭敏化を防ぐことができなくなる。よって、Ｍｏは０．２０％以下とする。また、Ｍｏは熱延板の靭性をも低下させることから、好ましく０．１０％以下である。
Ｍｏは、不動態皮膜(passivation film)を強固にし、耐食性を顕著に向上させる元素でありその効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、Ｍｏはフェライト相促進元素、いわゆるフェライトフォーマー元素であり、０．２０％を超えて添加するとオーステナイト系ステンレス鋼との異鋼種溶接部がマルテンサイトにならなくなり、Ｃ、Ｎの固溶量の低いフェライト相となってしまい、鋭敏化を防ぐことができなくなる。よって、Ｍｏは０．２０％以下とする。また、Ｍｏは熱延板の靭性をも低下させることから、好ましく０．１０％以下である。
Ｎ：０．００５〜０．０１５％
Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成しやすい。溶接時、異鋼種溶接部および熱影響部にＣｒ窒化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｎは低い程望ましい。また、チタンストリンガー欠陥の原因とも成る元素であるので、できるだけ減らした方が良い。しかし、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｎ量は０．００５〜０．０１５％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
Ｎは、Ｃｒと結合してＣｒ窒化物を形成しやすい。溶接時、異鋼種溶接部および熱影響部にＣｒ窒化物が形成されると粒界腐食の原因となるので、Ｎは低い程望ましい。また、チタンストリンガー欠陥の原因とも成る元素であるので、できるだけ減らした方が良い。しかし、低すぎても精錬において多大な時間を必要とするため、Ｎ量は０．００５〜０．０１５％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０１２％である。
Ｃｕ：０．３％〜０．５％
Ｃｕは、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。これは、Ｃｕが水溶液や弱酸性水滴中のある電気化学的電位で溶解し、Ｃｕが地鉄に再付着し耐溶解性を抑えるものと推定される。一方、Ｃｕを０．５％超えて添加すると、熱間加工性が低下する他、熱延時に赤スケール(red scale)と呼ばれるＣｕ起因の低融点酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥の原因ともなる。よって、Ｃｕ量は０．３〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．３〜０．４％の範囲である。
Ｃｕは、耐食性、特に水溶液中や弱酸性の水滴が付着した場合の耐食性を高める元素である。これは、Ｃｕが水溶液や弱酸性水滴中のある電気化学的電位で溶解し、Ｃｕが地鉄に再付着し耐溶解性を抑えるものと推定される。一方、Ｃｕを０．５％超えて添加すると、熱間加工性が低下する他、熱延時に赤スケール(red scale)と呼ばれるＣｕ起因の低融点酸化物が熱延スラブ上に生成し、表面欠陥の原因ともなる。よって、Ｃｕ量は０．３〜０．５％の範囲とする。好ましくは０．３〜０．４％の範囲である。
Ｍｇ：０．０００５％未満
Ｍｇは主に転炉の中のレンガより混入する不純物である。Ｍｇは多種多様の介在物の起点となり、混入する量は微量でも他の介在物の核生成サイトとなり、焼鈍などを行っても再溶解しにくく、熱延焼鈍酸洗板、冷延焼鈍酸洗板の表面性状を劣化させる。よって、Ｍｇ量は０．０００５％未満とする。好ましくは０．０００３％未満である。
Ｍｇは主に転炉の中のレンガより混入する不純物である。Ｍｇは多種多様の介在物の起点となり、混入する量は微量でも他の介在物の核生成サイトとなり、焼鈍などを行っても再溶解しにくく、熱延焼鈍酸洗板、冷延焼鈍酸洗板の表面性状を劣化させる。よって、Ｍｇ量は０．０００５％未満とする。好ましくは０．０００３％未満である。
以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。ＴＩＧ溶接のガスシールドと異鋼種溶接部の鋭敏化防止の観点からＡｌ、Ｓｂを選択元素として添加してもよい。更に、異鋼種溶接部の耐食性向上の目的でＺｒ、Ｖを選択元素として添加してもよい。なお不可避的不純物としては、Ｃａ：０．００２０％以下が許容できる。
Ａｌ：０．０１〜０．５％
ＡｌはＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、添加が必要となる。前述したようにＴＩＧ溶接の場合裏面、表面ガスシールドして溶接が行われるのが一般的である。しかし、異鋼種溶接部の形状が複雑な場合にはシールドが十分でなく、大気中のＮが溶融池に混入し、マルテンサイトの固溶限を超え、あらかじめ添加したＴｉのみでは鋭敏化を完全に防止できなくなる場合がある。こうした場合には、あらかじめＡｌを添加しておくのが鋭敏化防止に効果的である。これは添加したＡｌがＮと反応しＡｌＮを生成し、溶融池に混入したＮを捕らえるためである。この効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、Ａｌを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板への靭性をも悪化させる。このため、Ａｌを添加する場合は、０．０１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．５％の範囲である。さらに好ましくは０．１５〜０．２５％の範囲である。
ＡｌはＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に、添加が必要となる。前述したようにＴＩＧ溶接の場合裏面、表面ガスシールドして溶接が行われるのが一般的である。しかし、異鋼種溶接部の形状が複雑な場合にはシールドが十分でなく、大気中のＮが溶融池に混入し、マルテンサイトの固溶限を超え、あらかじめ添加したＴｉのみでは鋭敏化を完全に防止できなくなる場合がある。こうした場合には、あらかじめＡｌを添加しておくのが鋭敏化防止に効果的である。これは添加したＡｌがＮと反応しＡｌＮを生成し、溶融池に混入したＮを捕らえるためである。この効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、Ａｌを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板への靭性をも悪化させる。このため、Ａｌを添加する場合は、０．０１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．５％の範囲である。さらに好ましくは０．１５〜０．２５％の範囲である。
Ｓｂ：０．０５〜０．３０％
ＳｂもＡｌと同じく、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に大気中より混入するＮを捕らえる効果があり、複雑な形状を持った構成体の場合には添加したほうが良い元素である。しかし、一方でＳｂを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板の靭性をも悪化させる。このため、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５％の範囲である。
ＳｂもＡｌと同じく、ＴＩＧ溶接のガスシールドが不十分な場合に大気中より混入するＮを捕らえる効果があり、複雑な形状を持った構成体の場合には添加したほうが良い元素である。しかし、一方でＳｂを添加しすぎると、スラブ段階での非金属系介在物が生成し、表面性状が悪化する。また、熱延板の靭性をも悪化させる。このため、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５％の範囲である。
Ｚｒ：０．０１〜０．６０％
Ｚｒは、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部などでは耐食性を向上させるので、溶接部の耐食性を考慮した場合添加したい元素である。しかし、ＺｒはＴｉに比較してかなり高価であること、および添加しすぎると金属間化合物を生成し、熱延板の靭性が劣化する。このため、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ量は０．０１〜０．６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．３５％の範囲である。
Ｚｒは、Ｔｉと同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部などでは耐食性を向上させるので、溶接部の耐食性を考慮した場合添加したい元素である。しかし、ＺｒはＴｉに比較してかなり高価であること、および添加しすぎると金属間化合物を生成し、熱延板の靭性が劣化する。このため、Ｚｒを添加する場合は、Ｚｒ量は０．０１〜０．６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．３５％の範囲である。
Ｖ：０．０１〜０．５０％
ＶもＴｉ同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる。その効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、０．５０％を超えて添加すると機械的性質を劣化させる。このためＶを添加する場合には、０．０１％〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０２〜０．０５％の範囲である
２．製造条件について
次に本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を、その後１１００〜１２５０℃×１〜２４時間の加熱をするか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。
熱延板には、通常、８００〜１１００℃×１〜１０分の熱延板焼鈍が施される。しかし、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。冷間圧延の圧下率(a reduction rate in thickness of cold rolling)は良好な伸び性、曲げ性、プレス成形性を得るため、および形状矯正の目的から５０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。冷延板の再結晶焼鈍は、一般的には２Ｂ品の場合、良好な機械的性質を得ること、および酸洗性の面から８００〜９５０℃で焼鈍を行うのが好ましい。
ＶもＴｉ同様にＣｒよりも優先的に炭窒化物を形成し、同鋼種、異鋼種溶接部の耐食性を向上させる。その効果は０．０１％以上の添加で得られる。しかし、０．５０％を超えて添加すると機械的性質を劣化させる。このためＶを添加する場合には、０．０１％〜０．５０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０２〜０．０５％の範囲である
２．製造条件について
次に本発明鋼の好適製造方法について説明する。上記した成分組成の鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により鋼素材（スラブ）とする。この鋼素材を、その後１１００〜１２５０℃×１〜２４時間の加熱をするか、あるいは加熱することなく直接、熱間圧延して熱延板とする。
熱延板には、通常、８００〜１１００℃×１〜１０分の熱延板焼鈍が施される。しかし、用途によっては熱延板焼鈍を省略してもよい。ついで、熱延板酸洗後、冷間圧延により冷延板としたのち、再結晶焼鈍を施して、製品とする。冷間圧延の圧下率(a reduction rate in thickness of cold rolling)は良好な伸び性、曲げ性、プレス成形性を得るため、および形状矯正の目的から５０％以上の圧下率で圧延を行うことが望ましい。冷延板の再結晶焼鈍は、一般的には２Ｂ品の場合、良好な機械的性質を得ること、および酸洗性の面から８００〜９５０℃で焼鈍を行うのが好ましい。
しかし、機能品(functional product)の場合には、炭素鋼製造設備を利用した前述の炭素鋼焼鈍酸洗ラインの高速酸洗を用いた安価プロセスによる製造が最も好ましく、この際の焼鈍温度は８００〜９００℃で行うのが最も好ましい。
また、より光沢を求める箇所の部材には仕上げにＢＡ焼鈍(Bright Annealing)を行うことが有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に表面性状を上げるために、コスト的に不利にはなるが、研磨等を施しても何ら問題は無い。
また、より光沢を求める箇所の部材には仕上げにＢＡ焼鈍(Bright Annealing)を行うことが有効である。また、前述したが、冷間圧延後、および加工後に更に表面性状を上げるために、コスト的に不利にはなるが、研磨等を施しても何ら問題は無い。
表１に示す発明例Ｎｏ．１〜８、比較例Ｎｏ．９〜１２の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊を、Ａｒガスでパージした炉内で１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施して３．５ｍｍ厚の熱延板とした。
ついで、これらの熱延板に対して大気中で９５０℃×１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った。その後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
さらに脱スケール後、冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、大気開放炉で９００℃×１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度８０℃、２０質量％Ｎａ２ＳＯ４中で３Ａ／ｄｍ２×１０秒の電解を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
ついで、これらの熱延板に対して大気中で９５０℃×１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った。その後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
さらに脱スケール後、冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、大気開放炉で９００℃×１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度８０℃、２０質量％Ｎａ２ＳＯ４中で３Ａ／ｄｍ２×１０秒の電解を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
この冷延焼鈍酸洗板を用いて塩水噴霧サイクル試験(salt spray Cyclic Corrosion Test)による耐食性評価を行った。次に、この冷延焼鈍酸洗板を♯６００番の研磨紙で表面を研磨して(polished to #600 finish)、ＣＣＴによる耐食性評価を行った。次にこの研磨板を用いて、同材でのＴＩＧ溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した２枚の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を６００番の研磨紙で研磨してＣＣＴにより耐食性を調べた。ＴＩＧ溶接条件は下記の通りで、裏ビード幅が３ｍｍ以上になるように、溶接電流を制御した。評価面は、裏ビード面とした。
溶接電圧 ：１０Ｖ
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極 ：１．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側 Ａｒ ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側 Ａｒ ２０Ｌ／ｍｉｎ
さらに、同じ供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した板と１．０ｍｍｔ厚のＳＵＳ３０４をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨した後、ＣＣＴにより耐食性を調査した。ＴＩＧ溶接条件は前述した同鋼種同士の溶接条件とほぼ同じである。
塩水噴霧サイクル試験は、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）(spraying 5% NaCl aqueous solution at 35℃, 2hr)→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０〜３０％）(drying at 60℃, 4hr, relative humidity 20 to 30%)→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）(wetting at 40℃, 2hr, relative humidity 95% or more)を１サイクルとして、１５サイクルを行った。
それぞれの結果を表２に示す。
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極 ：１．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側 Ａｒ ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側 Ａｒ ２０Ｌ／ｍｉｎ
さらに、同じ供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した板と１．０ｍｍｔ厚のＳＵＳ３０４をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨した後、ＣＣＴにより耐食性を調査した。ＴＩＧ溶接条件は前述した同鋼種同士の溶接条件とほぼ同じである。
塩水噴霧サイクル試験は、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）(spraying 5% NaCl aqueous solution at 35℃, 2hr)→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０〜３０％）(drying at 60℃, 4hr, relative humidity 20 to 30%)→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）(wetting at 40℃, 2hr, relative humidity 95% or more)を１サイクルとして、１５サイクルを行った。
それぞれの結果を表２に示す。
なお、表２において、各試験の判定基準は以下の通りである。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（２）冷延焼鈍酸洗板および♯６００番研磨板の塩水噴霧サイクル試験結果：１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格）と判定した。
（３）同鋼種溶接部耐食性試験結果：同鋼種同士でＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の同鋼種溶接部の発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（４）ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験結果：ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の異鋼種溶接部の、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
発明範囲内のＮｏ．１〜８の鋼は、冷延焼鈍酸洗板、研磨板、同鋼種溶接部、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性、表面性状に優れていた。
一方、Ｃｒ含有量が１６．１％と低い比較例Ｎｏ．９は、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．５％と高い比較例Ｎｏ．１０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｔｉ含有量が０．０８％と少ない比較鋼Ｎｏ．１１は、同鋼種溶接部および異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
さらに、Ｎｂが本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．１２では、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。
一方、Ｃｒ含有量が１６．１％と低い比較例Ｎｏ．９は、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．５％と高い比較例Ｎｏ．１０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｔｉ含有量が０．０８％と少ない比較鋼Ｎｏ．１１は、同鋼種溶接部および異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
さらに、Ｎｂが本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．１２では、母材の表面に若干のスケール残りが確認され、冷延焼鈍酸洗後の耐食性が劣っていた。
次に、表３に示す発明例Ｎｏ．１３〜１８、比較例Ｎｏ．１９〜２２の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を１５０ｔｏｎＶＯＤ（Vacuum Oxygen Decarburizer）で溶製した後連続鋳造でスラブに鋳造した。これを、１１５０℃の温度に加熱して熱間圧延を行って板厚３．５ｍｍの熱延コイルとした。さらに、次いで、９５０℃×１〜５分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、表面を鉄球のショットブラスト処理を行った後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液(sulfuric acid solution)中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸(nitric acid)および３質量％弗酸(hydrofluoric acid)よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行い、熱延焼鈍酸洗コイルとした。
さらに、次いで、冷間圧延で板厚１．０ｍｍとし、９００℃×２分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、温度８０℃、２０質量％Ｎａ２ＳＯ４中で３Ａ／ｄｍ２×１０秒の電解を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
この段階で、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
さらに、次いで、冷間圧延で板厚１．０ｍｍとし、９００℃×２分間、空気比１．３のコークス炉ガス燃焼雰囲気中で焼鈍し、温度８０℃、２０質量％Ｎａ２ＳＯ４中で３Ａ／ｄｍ２×１０秒の電解を三回行った後、５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸に３０秒間浸漬することにより脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
この段階で、得られた冷延焼鈍酸洗板の表面性状の判定を目視で行った。
この冷延焼鈍酸洗板を用いてＣＣＴによる耐食性評価を行った。
次にこの冷延焼鈍酸洗板の表面を♯６００番の研磨紙で研磨して耐食性評価、溶接部耐食性試験、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。
以上により得られた結果を表４に示す。
次にこの冷延焼鈍酸洗板の表面を♯６００番の研磨紙で研磨して耐食性評価、溶接部耐食性試験、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。
以上により得られた結果を表４に示す。
なお、表４において、各試験の判定基準は以下の通りである。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（２）冷延焼鈍酸洗板および♯６００番研磨板の塩水噴霧サイクル試験結果：１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（３）同鋼種溶接部耐食性試験結果：同鋼種同士でＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の同鋼種溶接部の発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（４）ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験結果：ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の異鋼種溶接部の、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（２）冷延焼鈍酸洗板および♯６００番研磨板の塩水噴霧サイクル試験結果：１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（３）同鋼種溶接部耐食性試験結果：同鋼種同士でＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の同鋼種溶接部の発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（４）ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験結果：ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の異鋼種溶接部の、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
発明範囲内のＮｏ．１３〜１８までの鋼は、冷延焼鈍酸洗板、研磨板、同鋼種溶接部、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性、表面性状に優れていた。一方、Ｍｏ含有量が０．３５％と本発明範囲より高い比較例Ｎｏ．１９は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．７％と高い比較鋼Ｎｏ．２０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｓｉ含有量が本発明範囲より少ない比較鋼Ｎｏ．２１、および、Ｓｉ含有量が少なくかつＭｇが高い比較鋼Ｎｏ．２２は表面性状に劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．７％と高い比較鋼Ｎｏ．２０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｓｉ含有量が本発明範囲より少ない比較鋼Ｎｏ．２１、および、Ｓｉ含有量が少なくかつＭｇが高い比較鋼Ｎｏ．２２は表面性状に劣っていた。
表５に示す発明例Ｎｏ．２３〜２８、３３、比較例Ｎｏ．２９〜３２の組成を有するフェライト系ステンレス鋼を５０ｋｇ小型真空溶解炉で溶製した。これらの鋼塊を、Ａｒガスでパージした炉内で１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施して３．５ｍｍ厚の熱延板とした。
ついで、これらの熱延板に対しては大気中で９５０℃×１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った。その後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
さらに脱スケール後、冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、還元性雰囲気（Ｈ２：５％、Ｎ２：９５％、露点−４０℃）で９００℃×１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度５０℃、１５質量％硝酸および０．５質量％塩酸よりなる溶液中で電解（１０Ａ／ｄｍ２×２秒）を２回行う脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
ついで、これらの熱延板に対しては大気中で９５０℃×１分間の熱延板焼鈍を施した後、表面をガラスビーズのショットブラスト処理を行った。その後、温度８０℃の２０質量％硫酸溶液中に１２０秒浸漬後、１５質量％硝酸および３質量％弗酸よりなる温度５５℃の混合酸中に６０秒浸漬することにより酸洗を行い、脱スケールを行った。
さらに脱スケール後、冷間圧延を行い板厚１．０ｍｍの冷間圧延板とし、還元性雰囲気（Ｈ２：５％、Ｎ２：９５％、露点−４０℃）で９００℃×１分間の焼鈍を行い、冷延焼鈍板を得た。この冷延焼鈍板を、温度５０℃、１５質量％硝酸および０．５質量％塩酸よりなる溶液中で電解（１０Ａ／ｄｍ２×２秒）を２回行う脱スケールを行い、冷延焼鈍酸洗板を得た。
この冷延焼鈍酸洗板を用いてＣＣＴによる耐食性評価を行った。
さらに、♯６００番の研磨紙で表面を研磨した後、ＣＣＴにより、耐食性評価、同鋼種でのＴＩＧ溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した２枚の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨して、ＣＣＴにより耐食性を調べた。ＴＩＧ溶接条件は下記の通りで、裏ビード幅が３ｍｍ以上になるように、溶接電流を制御した。評価面は、裏ビード面とした。
さらに、♯６００番の研磨紙で表面を研磨した後、ＣＣＴにより、耐食性評価、同鋼種でのＴＩＧ溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した２枚の板をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨して、ＣＣＴにより耐食性を調べた。ＴＩＧ溶接条件は下記の通りで、裏ビード幅が３ｍｍ以上になるように、溶接電流を制御した。評価面は、裏ビード面とした。
溶接電圧 ：１０Ｖ
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極 ：１．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側 Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２ ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側 Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２ ２０Ｌ／ｍｉｎ
さらに、同じ供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した板と１．０ｍｍ厚のＳＵＳ３０４をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨してＣＣＴにより耐食性を調査した。ＴＩＧ溶接条件は前述した、同鋼種同士の溶接条件とほぼ同じである。塩水噴霧サイクル試験は、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０〜３０％）→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとして、１５サイクルを行った。結果を表６に示す。
溶接電流 ：９０〜１１０Ａ
溶接速度 ：６００ｍｍ／ｍｉｎ
電極 ：１．６ｍｍタングステン電極
シールドガス：表ビード側 Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２ ２０Ｌ／ｍｉｎ
裏ビード側 Ａｒ＋２０ｖｏｌ％Ｎ２ ２０Ｌ／ｍｉｎ
さらに、同じ供試材に対して、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験を行った。この試験では、それぞれの供試験材から採取した板と１．０ｍｍ厚のＳＵＳ３０４をＴＩＧ溶接で接合し、それらの表面を♯６００番の研磨紙で研磨してＣＣＴにより耐食性を調査した。ＴＩＧ溶接条件は前述した、同鋼種同士の溶接条件とほぼ同じである。塩水噴霧サイクル試験は、５質量％ＮａＣｌ溶液噴霧（３５℃、２ｈ）→乾燥（６０℃、４ｈ、相対湿度２０〜３０％）→湿潤（４０℃、２ｈ、相対湿度９５％以上）を１サイクルとして、１５サイクルを行った。結果を表６に示す。
なお、表６において、各試験の判定基準は以下の通りである。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（２）冷延焼鈍酸洗板および♯６００番研磨板の塩水噴霧サイクル試験結果：１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（３）同鋼種溶接部耐食性試験結果：同鋼種同士でＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の同鋼種溶接部の発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（４）ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験結果：ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去した。その後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の異鋼種溶接部の、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（１）冷延焼鈍酸洗後の外観：表面欠陥がある部分の長さの板全長に対する割合で判断し、欠陥率５％未満が◎（合格：超良好）、欠陥率５％以上、１０％未満が○（合格：良好）、欠陥率１０％以上、２０％未満が△（不合格）、欠陥率２０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（２）冷延焼鈍酸洗板および♯６００番研磨板の塩水噴霧サイクル試験結果：１５サイクル試験後の発錆面積が、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（３）同鋼種溶接部耐食性試験結果：同鋼種同士でＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の同鋼種溶接部の発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
（４）ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部耐食性試験結果：ＳＵＳ３０４とＴＩＧ突き合わせ溶接を行い♯６００番の研磨紙で溶接部のテンパーカラーを除去した。その後、塩水噴霧サイクル試験１５サイクル後の異鋼種溶接部の、発銹率１０％未満が◎（合格：超良好）、１０％以上、２０％未満が○（合格：良好）、２０％以上、３０％未満が△（不合格）、３０％以上を×（不合格：非常に悪い）と判定した。
本発明範囲内の記号２３〜２８、３３までの鋼種は、冷延焼鈍酸洗板、研磨板、ガスシールドが不十分な場合の同鋼種溶接部、ガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性、表面性状に優れていた。特に、Ａｌ、Ｓｂ、Ｚｒ、Ｖを添加した記号２５〜２８、３３は特に、ガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性に優れていた。
一方、Ｃｒ含有量が１６．８％と低い比較例Ｎｏ．２９は、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．８％と高い比較鋼Ｎｏ．３０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｓｉ含有量が０．１５％と少なく、Ｍｏが０．４％と高い比較鋼Ｎｏ．３１、は表面性状も劣り、特にガスシールドが不十分な場合の同鋼種溶接部、ガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性、表面性状が劣っていた。
さらに、Ｓｉ含有量が０．２５％低く、Ｎｂが０．１０％と本発明範囲を超える比較鋼Ｎｏ．３２では、炭素鋼ラインの高速酸洗ではスケール残りが確認され、母材（冷延焼鈍酸洗後）の耐食性が劣っていた。
一方、Ｃｒ含有量が１６．８％と低い比較例Ｎｏ．２９は、発銹面積が多く耐食性が劣っていた。
また、Ｃｒ添加量が１９．８％と高い比較鋼Ｎｏ．３０は、異鋼種溶接部での発銹面積が多く耐食性が劣っていた。フェライトフォーマー元素であるＣｒ量が高いため、異鋼種溶接部がマルテンサイト化しないことが原因と考えられる。
また、Ｓｉ含有量が０．１５％と少なく、Ｍｏが０．４％と高い比較鋼Ｎｏ．３１、は表面性状も劣り、特にガスシールドが不十分な場合の同鋼種溶接部、ガスシールドが不十分な場合のＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部においても耐食性、表面性状が劣っていた。
さらに、Ｓｉ含有量が０．２５％低く、Ｎｂが０．１０％と本発明範囲を超える比較鋼Ｎｏ．３２では、炭素鋼ラインの高速酸洗ではスケール残りが確認され、母材（冷延焼鈍酸洗後）の耐食性が劣っていた。
以上より、本発明例では、母材の耐食性、同鋼種溶接部の耐食性、ＳＵＳ３０４との異鋼種溶接部の耐食性、冷延焼鈍酸洗板の表面性状も良好なフェライト系ステンレス鋼板が、熱延焼鈍酸洗板を研削することなく得ることが出来るいずれの特性にも優れることが明らかとなった。
器物、厨房機器、建築内外装材、建築金具、エレベーター・エスカレーター内装材、家電、自動車部品等を中心に、耐食性が要求される部材として好適である。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０１２％、Ｓｉ：０．３０〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜０．３５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１７．０〜１９．０％、Ｎｉ：０．１０超〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０〜０．４０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％未満、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、Ｃｕ：０．３〜０．５％、Ｍｇ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするフェライト系ステンレス鋼。
- 更に、質量％で、Ａｌ：０．０１〜０．５％を含有することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 更に、質量％で、Ｓｂ：０．０５〜０．３０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 更に、質量％で、Ｚｒ：０．０1〜０．６０％、Ｖ：０．０1〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
- 更に、質量％で、Ｚｒ：０．０1〜０．６０％、Ｖ：０．０1〜０．５０％の一種または二種を含有することを特徴とする請求項３に記載のフェライト系ステンレス鋼。
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